WO2023090735A1 - 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2023090735A1
WO2023090735A1 PCT/KR2022/017335 KR2022017335W WO2023090735A1 WO 2023090735 A1 WO2023090735 A1 WO 2023090735A1 KR 2022017335 W KR2022017335 W KR 2022017335W WO 2023090735 A1 WO2023090735 A1 WO 2023090735A1
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steel sheet
rolled steel
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relational expression
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이일철
김성일
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주식회사 포스코
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • High-strength hot-rolled steel sheets are used for various purposes, including boom arms for special vehicles such as cranes and concrete pump trucks, and frames for trucks and trailers.
  • the thickness of the steel sheet used for this purpose is generally at the level of 3 to 10 mm, and the high-strength hot-rolled steel sheet, which is thicker than the general automotive steel sheet, has a high yield strength to support the design load as well as an excellent shape for part processing and stability. Quality is required.
  • the shape quality of the high-strength hot-rolled steel sheet is excellent, there is an advantage in that the quality of the high-strength hot-rolled steel sheet is sound even after processing to increase the stability of a large structure.
  • Patent Document 1 is a technique for securing a quality shape by minimizing residual stress by controlling the alloy composition and annealing and cooling conditions.
  • Patent Document 2 is a technique for securing a quality shape by additionally performing a heat treatment process while controlling the alloy composition and annealing and cooling conditions.
  • Patent Documents 1 and 2 include an annealing process that can apply various cooling conditions as a manufacturing method for cold-rolled steel sheets, but in the case of hot-rolled steel sheets, unlike cold-rolled steel sheets, they are manufactured without additional processes after hot rolling, so during cooling Due to the rapid phase transformation and high yield strength, the shape quality of the steel sheet deteriorates considerably even after shape correction.
  • a general high-strength hot-rolled steel sheet it may be possible to manufacture to obtain actual target physical properties, but in the case of a high-strength hot-rolled steel sheet having a yield strength of 900 MPa or more, it is virtually difficult to improve shape quality through commonly used shape correction.
  • Patent Document 1 Korean Patent Registration No. 10-1228753
  • Patent Document 2 Korean Patent Registration No. 10-1568495
  • One aspect of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape correction and a manufacturing method thereof.
  • C 0.06 ⁇ 0.12%, Si: 0.004 ⁇ 0.4%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, Al: 0.01 ⁇ 0.05%, Cr: 0.05 ⁇ 1.0%, Mo: 0.001 ⁇ 0.3%, P: 0.001-0.05%, S: 0.001-0.005%, N: 0.001-0.01%, Nb: 0.001-0.05%, Ti: 0.001-0.05%, B: 0.001-0.005%, balance Fe and other unavoidable Contains impurities, satisfies the following relational expression 1, and by area%, austenite: 5 to 15%, auto-tempered martensite: 80% or more, balance having a microstructure containing at least one of bainite and ferrite A hot-rolled steel sheet is provided.
  • Another embodiment of the present invention is C: 0.06 ⁇ 0.12%, Si: 0.004 ⁇ 0.4%, Mn: 0.8 ⁇ 2.0%, Al: 0.01 ⁇ 0.05%, Cr: 0.05 ⁇ 1.0%, Mo: 0.001 ⁇ 0.3%, P: 0.001-0.05%, S: 0.001-0.005%, N: 0.001-0.01%, Nb: 0.001-0.05%, Ti: 0.001-0.05%, B: 0.001-0.005%, balance Fe and other unavoidable Contains impurities, satisfies the following relational expression 1, by area%, auto-tempered martensite: 80% or more, the balance has a microstructure containing at least one of fresh martensite, bainite and ferrite, and has a steel sheet longitudinal direction Provided is a hot-rolled steel sheet having a wave height of 10 mm or less.
  • Another embodiment of the present invention is C: 0.06-0.12%, Si: 0.004-0.4%, Mn: 0.8-2.0%, Al: 0.01-0.05%, Cr: 0.05-1.0%, Mo: 0.001 ⁇ 0.3%, P: 0.001 ⁇ 0.05%, S: 0.001 ⁇ 0.005%, N: 0.001 ⁇ 0.01%, Nb: 0.001 ⁇ 0.05%, Ti: 0.001 ⁇ 0.05%, B: 0.001 ⁇ 0.005%, balance Fe and others Reheating a slab containing unavoidable impurities and satisfying the following relational expression 1 at 1200 to 1350 ° C; Obtaining a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the reheated slab at 800 to 1200° C. to satisfy the following relational expression 2; and primary cooling, secondary cooling, and winding of the hot-rolled steel sheet to satisfy the following relational expressions 3 to 6.
  • FDT means the surface temperature of the hot-rolled steel sheet at the end of hot rolling
  • MT means the surface temperature of the hot-rolled steel sheet at the end of the first cooling and the start of the second cooling
  • MTL is 430-380 Means [C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]
  • MTU is 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr] -24.1[Mo]
  • ICR means the primary cooling rate of the hot-rolled steel sheet surface from FDT to MT
  • CRL is 10 [2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2 [Mo])] + 10
  • TCR means the average cooling rate of the hot-rolled steel sheet surface from FDT to CT
  • CT means the coiling temperature.
  • Another embodiment of the present invention is C: 0.06-0.12%, Si: 0.004-0.4%, Mn: 0.8-2.0%, Al: 0.01-0.05%, Cr: 0.05-1.0%, Mo: 0.001 ⁇ 0.3%, P: 0.001 ⁇ 0.05%, S: 0.001 ⁇ 0.005%, N: 0.001 ⁇ 0.01%, Nb: 0.001 ⁇ 0.05%, Ti: 0.001 ⁇ 0.05%, B: 0.001 ⁇ 0.005%, balance Fe and others Reheating a slab containing unavoidable impurities and satisfying the following relational expression 1 at 1200 to 1350 ° C; Obtaining a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the reheated slab at 800 to 1200° C. to satisfy the following relational expression 2; primary cooling, secondary cooling, and winding of the hot-rolled steel sheet to satisfy the following relational expressions 3 to 6; and leveling the rolled hot-rolled steel sheet.
  • FDT means the surface temperature of the hot-rolled steel sheet at the end of hot rolling
  • MT means the surface temperature of the hot-rolled steel sheet at the end of the first cooling and the start of the second cooling
  • MTL is 430-380 Means [C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]
  • MTU is 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr] -24.1[Mo]
  • ICR means the primary cooling rate of the hot-rolled steel sheet surface from FDT to MT
  • CRL is 10 [2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2 [Mo])] + 10
  • TCR means the average cooling rate of the hot-rolled steel sheet surface from FDT to CT
  • CT means the coiling temperature.
  • Example 16 is a photograph of the microstructure before (left) and after (right) leveling of Example 16 observed with EBSD and an electron microscope, respectively.
  • the present inventors have completed the present invention under the knowledge that a hot-rolled steel sheet having high yield strength and excellent shape correctability can be manufactured by precisely controlling the alloy composition and manufacturing conditions.
  • the content of the alloy composition described below refers to % by weight.
  • the strength of tempered martensite or martensite is absolutely influenced by the content of C. If the content of C is less than 0.06%, it is difficult to obtain a sufficient strengthening effect compared to the yield strength to be obtained in the present invention, and if it exceeds 0.12%, martensite becomes too hard, resulting in increased brittleness and reduced shape correction There is a problem, and in addition, there is a disadvantage that weldability and material uniformity are inferior. Therefore, the content of C is preferably in the range of 0.06 to 0.12%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.065%, and even more preferably 0.07%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.115%, and even more preferably 0.110%.
  • Si is an advantageous element for deoxidizing molten steel, exerting a solid-solution strengthening effect in the matrix, and retarding the formation of coarse carbides so that C is concentrated so that austenite remains after cooling when certain cooling conditions are met. .
  • the Si content is less than 0.004%, the effect of delaying carbide formation is not sufficient, making it difficult to retain austenite, and the process cost for controlling the Si content is also excessively required.
  • the Si content exceeds 0.4%, red scale due to Si is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, so that not only the surface quality of the steel sheet is very bad, but also the bendability and material uniformity are lowered, resulting in poor shape correction. . Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.004 to 0.4%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 0.01%, even more preferably 0.03%, and most preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 0.25%, even more preferably 0.18%, and most preferably 0.1
  • Mn is an effective element for solid solution strengthening of steel, and increases hardenability of steel to facilitate the formation of low-temperature transformation structures such as martensite and bainite during cooling.
  • the content of Mn is less than 0.8%, the effect is too low, and the burden of increasing the alloy cost increases because the insufficient hardenability is supplemented with other elements.
  • the content of Mn exceeds 2.0%, the segregation part is greatly developed in the thickness center during slab casting in the continuous casting process, and the microstructure in the thickness direction is non-uniform during cooling, resulting in poor material uniformity and shape Even correction is inferior.
  • the brittleness of the steel is excessively increased by weakening the grain boundaries. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 0.8 to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.9%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.8%, and even more preferably 1.7%.
  • Al is a component mainly added for deoxidation, and if the content thereof is less than 0.01%, the effect is insufficient.
  • the Al content exceeds 0.05%, AlN is formed by combining with nitrogen, and thus corner cracks are likely to occur in the slab during continuous casting, and defects due to inclusion formation are likely to occur.
  • the Al content is preferably in the range of 0.01 to 0.05%.
  • the lower limit of the Al content is more preferably 0.015%, and even more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Al content is more preferably 0.045%, and even more preferably 0.04%.
  • the Cr content is preferably in the range of 0.05 to 1.0%.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.07%, and even more preferably 0.1%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.9%.
  • Mo increases the hardenability of steel to facilitate the formation of low-temperature transformation structures such as martensite and bainite, and this effect is known to be strong enough to be similar to that of Mn. However, unlike Mn, it strengthens grain boundaries to suppress brittleness and increase strength. If the content of Mo is less than 0.001%, the effect cannot be sufficiently obtained, and if it exceeds 0.3%, the precipitate grows coarsely by combining with C formed during winding after hot rolling, resulting in some inferiority in material uniformity and shape correction. area can occur. In addition, since it is an expensive element, it is disadvantageous in terms of manufacturing cost and is also detrimental to weldability. Therefore, the Mo content is preferably in the range of 0.001 to 0.3%. The lower limit of the Mo content is more preferably 0.03%, more preferably 0.05%, and most preferably 0.07%.
  • P is an element that has a high solid solution strengthening effect, but causes brittleness due to grain boundary segregation, which hinders material uniformity and shape correction. If the content of P exceeds 0.05%, as described above, brittleness due to grain boundary segregation may cause sudden breakage during shape correction, resulting in poor shape correction properties. It is advantageous to control the amount of P to be contained as little as possible, but it is economically disadvantageous because it requires a lot of manufacturing cost to manufacture less than 0.001%. Therefore, the P is preferably in the range of 0.001 to 0.05%.
  • the lower limit of the P content is more preferably 0.002%, even more preferably 0.003%, and most preferably 0.005%.
  • the upper limit of the P content is more preferably 0.03%, even more preferably 0.02%, and most preferably 0.015%.
  • the content of S is preferably in the range of 0.001 to 0.005%.
  • the lower limit of the S content is more preferably 0.002%.
  • the upper limit of the S content is more preferably 0.004%.
  • the N is a representative solid-solution strengthening element together with C, and may form coarse precipitates together with Ti, Al, and the like.
  • the solid solution strengthening effect of N is superior to that of carbon.
  • the N content exceeds 0.01%, there is a problem in that the toughness is greatly reduced.
  • the N content is preferably in the range of 0.001 to 0.01%.
  • the lower limit of the N content is more preferably 0.002%, even more preferably 0.003%, and most preferably 0.004%.
  • the upper limit of the N content is more preferably 0.009%, and even more preferably 0.008%.
  • Nb is a representative precipitation hardening element along with Ti and V, and is effective in improving strength and impact toughness through crystal grain refinement effect by precipitating during hot rolling and recrystallization delay. In addition, it is advantageous to retain austenite under specific cooling conditions. According to the increase in physical properties, the shape correction property may be improved. If the content of Nb is less than 0.001%, the effect cannot be obtained. On the other hand, when the content of Nb exceeds 0.05%, there is a problem of inferior material uniformity by growing into a coarse composite precipitate. Therefore, the Nb content is preferably in the range of 0.001 to 0.05%. The upper limit of the Nb content is more preferably 0.03%, even more preferably 0.02%, and most preferably 0.01%.
  • Ti is a representative precipitation strengthening element along with Nb and V, and forms strong TiN with a strong affinity with N.
  • TiN has the effect of suppressing the growth of crystal grains during the heating process for hot rolling, and it is advantageous to use B added to improve hardenability through stabilization of dissolved N.
  • Ti remaining after reacting with nitrogen is dissolved in the steel and combined with carbon to form TiC precipitates, which is a useful component for additionally improving the strength of the steel. If the content of Ti is less than 0.001%, the effect cannot be obtained, whereas if it exceeds 0.05%, there is a problem in that material uniformity is inferior due to generation of coarse TiN and coarsening of precipitates during heat treatment. Therefore, the Ti content is preferably in the range of 0.001 to 0.05%.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.005%, even more preferably 0.01%, and most preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.04%, and even more preferably 0.03%.
  • B has an effect of improving hardenability when present in a solid solution state in steel, has an effect of improving brittleness of steel in a low temperature region by stabilizing grain boundaries, and has an effect of strengthening grain boundaries even in a small amount. If the content of B is less than 0.001%, it is difficult to obtain the above effect, on the other hand, if it exceeds 0.005%, recrystallization behavior is delayed during hot rolling, hardenability is greatly increased, and formability is inferior, and coarse BN and the like Formation of precipitates occurs, which rather increases the brittleness of steel. Therefore, the content of B is preferably in the range of 0.001 to 0.005%. The upper limit of the B content is more preferably 0.004%, and even more preferably 0.003%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably satisfies the above-described alloy composition and at the same time satisfies the following relational expression 1 (hereinafter, the left side of the following relational expression 1 is also referred to as 'T'). At this time, the content of each alloy element in the following relational expression 1 is % by weight.
  • the relational expression 1 is a component relational expression for controlling the microstructure.
  • T exceeds 20
  • the value of T is more preferably 19 or less, even more preferably 17 or less, and most preferably 16 or less.
  • the lower limit of the value of T is not particularly limited in the present invention.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the unavoidable impurities may include Ni: 0.01% or less.
  • the Ni is an expensive element, and in the present invention, since it is possible to secure excellent shape correction properties without introducing the Ni, there is an advantage in that economic efficiency is also excellent.
  • the Ni content is more preferably 0.008% or less, more preferably 0.006% or less, and most preferably 0.005% or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has a microstructure before shape correction through leveling, by area%, austenite: 5 to 15%, auto-tempered martensite: 80% or more, and the balance includes at least one of bainite and ferrite. desirable.
  • the austenite lowers the yield strength so that shape correction is performed well, and at the same time, after leveling, it is transformed into martesite to exert an effect of improving strength.
  • the lower limit of the austenite fraction is more preferably 6%, and even more preferably 7%.
  • the upper limit of the austenite fraction is more preferably 13%, even more preferably 11%, and most preferably 10%.
  • the auto-tempered martensite exhibits an effect of having ductility advantageous to local and limited deformation such as shape correction and having high strength at the same time.
  • the fraction of the autotempered martensite is less than 80%, there is a disadvantage in that the strength of the finally obtained steel sheet is too low. More preferably, the fraction of the autotempered martensite is 82% or more.
  • the auto-tempered martensite is advantageous in securing strength as much as possible, but at least one of bainite and ferrite may be formed inevitably in the manufacturing process.
  • auto-tempered martensite has almost the same structure as tempered martensite formed through a short-time tempering process at a low temperature without a separate tempering process, and is characterized in that fine epsilon carbide is formed in the lath.
  • the microstructure is preferably auto-tempered martensite: 80% or more, and the remainder includes at least one of fresh martensite, bainite, and ferrite.
  • austenite before leveling is transformed into martensite after leveling, it is possible to secure better strength as well as shape correctness.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention has an excellent shape correction property with a wave height of 10 mm or less in the longitudinal direction of the steel sheet.
  • the wave height means the height from the valley to the crest when the steel sheet has a wave shape in the longitudinal direction.
  • the hot-rolled steel sheet before and after leveling provided as described above has an average prior-austenite grain size of 10 to 30 ⁇ m.
  • the prior austenite average grain size is less than 10 ⁇ m, there is a disadvantage in that hardenability is reduced and a sufficient low-temperature structure is not secured, and when it exceeds 30 ⁇ m, retained austenite is not formed in the steel sheet due to excessive hardenability.
  • the ductility is greatly reduced.
  • the lower limit of the prior austenite average grain size is more preferably 12 ⁇ m, even more preferably 15 ⁇ m, and most preferably 17 ⁇ m.
  • the upper limit of the prior austenite average grain size is more preferably 28 ⁇ m, and even more preferably 26 ⁇ m.
  • the hot-rolled steel sheet after leveling may have excellent strength as a yield strength of 900 MPa or more.
  • the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention may use a process in which continuous casting and hot-rolling processes are directly connected.
  • a slab satisfying the aforementioned alloy composition and relational expression 1 is reheated at 1200 to 1350 ° C. If the reheating temperature is less than 1200 ° C., the precipitate is not sufficiently re-dissolved, so the formation of the precipitate is reduced in the process after hot rolling, coarse TiN remains, and it is difficult to solve the segregation generated during casting by diffusion. On the other hand, if it exceeds 1350 ° C., strength is lowered and texture unevenness occurs due to abnormal grain growth of austenite crystal grains, so the reheating temperature is preferably in the range of 1200 to 1350 ° C.
  • the lower limit of the reheating temperature is more preferably 1220°C, even more preferably 1230°C, and most preferably 1250°C.
  • the upper limit of the reheating temperature is more preferably 1330°C, even more preferably 1310°C, and most preferably 1300°C.
  • the reheated slab is hot-rolled at 800 to 1200° C. to satisfy the following relational expression 2 to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolling temperature exceeds 1200° C.
  • the temperature of the hot-rolled steel sheet increases, resulting in coarse grain size and poor surface quality of the hot-rolled steel sheet.
  • the temperature is less than 800 ° C.
  • the elongated crystal grains develop due to excessive recrystallization delay, resulting in severe anisotropy and poor formability, resulting in poor material uniformity and shape correction.
  • the lower limit of the hot rolling temperature is more preferably 810°C, even more preferably 820°C, and most preferably 830°C.
  • the upper limit of the hot rolling temperature is more preferably 1180 ° C.
  • MT means the surface temperature of the hot-rolled steel sheet at the end of the first cooling and the start of the second cooling
  • MTL is 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]- Means 16.0[Cr]-24.2[Mo]
  • MTU means 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]
  • ICR from FDT to MT CRL means 10 [2.9 - (0.1 [C] + 0.9 [Mn] + 0.5 [Cr] + 1.2 [Mo])] + 10
  • TCR is It means the average cooling rate of the hot-rolled steel sheet surface from FDT to CT, and CT means the coiling temperature.
  • the upper limit of the winding temperature is not particularly limited, but in terms of securing strength, the upper limit may be 350 °C. That is, the fine and evenly distributed austenite formed by appropriately controlling the cooling and winding process is characterized in that the correction is easier during shape correction through leveling and at the same time all disappears after correction.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured through the above-described process control may have excellent shape correctability and high yield strength.
  • the leveling is for shape correction, and in the present invention, the leveling process is not particularly limited, and all conventional techniques used in the art can be used.
  • the leveling is a shape correction method in which no reduction is applied to the steel sheet, and thus, it can be distinguished from skin pass rolling in which a reduction of 0.1 to 2.0% is applied.
  • a hot-rolled steel sheet was manufactured using the conditions shown in Table 2 below using the slabs having the alloy compositions shown in Table 1 below. At this time, the reheating temperature of the slab was 1250 ° C, and the thickness of the hot-rolled sheet immediately after hot rolling was 4 mm. Then, leveling was performed using a tension leveler. After measuring the microstructure, prior austenite average grain diameter, wave height, and mechanical properties of the hot-rolled steel sheet before and after leveling, the results are shown in Tables 3 and 4, respectively. On the other hand, in this Example, a trace amount of impurities was detected even though Ni was not added.
  • the microstructure was measured through the Electron Back-Scattered Diffraction (EBSD) test equipment of an electron microscope.
  • EBSD Electron Back-Scattered Diffraction
  • the average particle diameter of old austenite is obtained by mixing 200 ml of a supersaturated aqueous solution of picric acid and 10 ml of an aqueous solution of 10% sodium dodecyl benzene sulfonate, and adding 10 ml of an aqueous 10% ferric chloride solution to the sample taken from the prepared hot-rolled steel sheet. After corrosion, it was measured with an optical microscope.
  • the difference from the trough to the crest was the largest value for a steel plate length of 2 m after the hot-rolled coil was unrolled.
  • Yield strength (YS), tensile strength (TS), and breaking elongation (El) were measured by taking a test piece of JIS5 standard in a direction parallel to the rolling direction from the hot-rolled coil.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between yield strength and wave height after leveling for Inventive Examples 1 to 6 and Comparative Examples 1 to 10. As can be seen from Figure 1, in the case of Inventive Examples 1 to 6, it can be confirmed that they have a yield strength of 900 MPa or more and a wave height of 10 mm or less at the same time.
  • Example 16 is a photograph of the microstructure before (left) and after (right) leveling of Example 16 observed with EBSD and an electron microscope, respectively. As can be seen from FIG. 2, in the case of Inventive Example 16, the austenite formed before leveling disappeared after leveling, indicating that the microstructure to be obtained in the present invention was formed.

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Abstract

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 면적%로, 오스테나이트: 5~15%, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80% 이상, 잔부 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직을 갖는 열연강판을 제공한다. [관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20

Description

열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
고강도 열연강판은 크레인, 콘크리트 펌프 트럭 등 특장차 붐암류, 트럭, 트레일러의 프레임을 비롯하여 다양한 용도에 적용되고 있다. 이와 같은 용도로 사용되는 강판의 두께는 대체로 3~10mm 정도의 수준이며, 일반적인 자동차용 강판에 비해 후물인 고강도 열연강판은 설계 하중을 지탱하기 위한 높은 항복강도 뿐만 아니라 부품 가공과 안정성을 위하여 우수한 형상품질이 요구된다. 특히, 고강도 열연강판의 형상 품질이 우수할 경우, 가공 후에도 품질이 건전하여 대형 구조물의 안정성을 높일 수 있다는 장점이 있다.
특허문헌 1은 합금조성과 소둔 및 냉각 조건을 제어함으로써, 잔류응력을 최소화시킴으로써 품질 형상을 확보하고자 하는 기술이다. 특허문헌 2는 합금조성과 소둔 및 냉각 조건을 제어함과 동시에 열처리 공정을 추가적으로 수행함으로써 품질 형상을 확보하고자 하는 기술이다.
그러나, 상기 특허문헌 1 및 2는 냉연강판에 대한 제조방법으로서 다양한 냉각조건을 적용할 수 있는 소둔공정을 포함하나, 열연강판의 경우에는 냉연강판과는 다르게 열연 이후 추가 공정없이 제조되므로, 냉각 중 급격한 상변태와 높은 항복강도로 인해 형상 교정을 하더라도 강판의 형상품질이 상당히 나빠지게 된다. 게다가, 일반적인 고강도 열연강판의 경우 실제 목표 물성을 얻을 수 있도록 제조하는 것이 가능할 수 있으나, 항복강도가 900MPa 이상인 고강도 열연강판의 경우에는 통상적으로 사용되는 형상교정을 통해 형상품질을 향상시키는 것이 사실상 어렵다.
이에 따라, 높은 항복강도를 갖는 고강도 열연강판에 대해서 형상교정성을 증가시킬 수 있는 기술의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-1228753호
(특허문헌 2) 한국 등록특허공보 제10-1568495호
본 발명의 일측면은 형상교정성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 면적%로, 오스테나이트: 5~15%, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80% 이상, 잔부 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직을 갖는 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 면적%로, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80%이상, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직을 갖고, 강판 길이방향으로의 파고가 10mm 이하인 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1200~1350℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~1200℃에서 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 하기 관계식 3 내지 6을 만족하도록 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하는 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
[관계식 2] FDT ≥ 896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
[관계식 3] MTL ≤ MT ≤ MTU
[관계식 4] CRL ≤ ICR
[관계식 5] TCR ≤ 80℃/초
[관계식 6] MTL-100 ≤ CT
(단, 상기 관계식 2 내지 6에서 FDT는 열간압연종료시 열연강판의 표면 온도를 의미하며, MT는 1차 냉각 종료 및 2차 냉각 시작 시점에서 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MTL는 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]를 의미하며, MTU는 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]를 의미하고, ICR은 FDT부터 MT까지의 열연강판 표면의 1차 냉각속도를 의미하고, CRL은 10[2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2[Mo])] + 10을 의미하며, TCR은 FDT부터 CT까지의 열연강판 표면의 평균 냉각속도를 의미하며, CT는 권취온도를 의미함.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1200~1350℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 800~1200℃에서 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 하기 관계식 3 내지 6을 만족하도록 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 레벨링하는 단계;를 포함하는 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
[관계식 2] FDT ≥ 896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
[관계식 3] MTL ≤ MT ≤ MTU
[관계식 4] CRL ≤ ICR
[관계식 5] TCR ≤ 80℃/초
[관계식 6] MTL-100 ≤ CT
(단, 상기 관계식 2 내지 6에서 FDT는 열간압연종료시 열연강판의 표면 온도를 의미하며, MT는 1차 냉각 종료 및 2차 냉각 시작 시점에서 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MTL는 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]를 의미하며, MTU는 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]를 의미하고, ICR은 FDT부터 MT까지의 열연강판 표면의 1차 냉각속도를 의미하고, CRL은 10[2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2[Mo])] + 10을 의미하며, TCR은 FDT부터 CT까지의 열연강판 표면의 평균 냉각속도를 의미하며, CT는 권취온도를 의미함.)
본 발명의 일측면에 따르면, 형상교정성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 발명예 1 내지 6과 비교예 1 내지 10에 대한 레벨링 후 항복강도와 파고와의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 발명예 16에 대하여 레벨링 전(좌)·후(우)의 미세조직을 각각 EBSD와 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
고강도를 가지면서도 우수한 형상교정성을 갖는 열연강판을 제조하기 위해서는, 추가적인 열처리 공정을 거치지 않고 열연 공정 내에서 상기 물성을 동시에 확보해야만 한다. 일반적으로 높은 강도를 가지는 강재의 경우, 강도 확보를 위하여 필수적으로 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 저온 변태상을 포함해야만 하며, 이러한 저온 변태상을 확보하기 위해서는 열연 공정 상 냉각 과정에서 높은 냉각속도와 낮은 냉각정지온도로 냉각해야만 한다. 그러나, 이 경우 열연강판의 파고가 매우 큰 상태에서 항복강도의 상승까지 수반되어 형상 교정이 어려워지게 된다.
본 발명자들은 합금조성 및 제조조건을 정밀하게 제어함으로써 항복강도가 높으면서도 우수한 형상교정성을 갖는 열연강판을 제조할 수 있다는 식견하에 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.06~0.12%
C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 첨가량이 증가하면 마르텐사이트나 베이나이트 분율이 증가하여 인장강도와 항복강도가 증가하게 된다. 특히, 템퍼드 마르텐사이트 혹은 마르텐사이트의 강도는 상기 C의 함량에 절대적인 영향을 받는다. 상기 C의 함량이 0.06% 미만이면 본 발명 내에서 얻고자 하는 항복강도에 비해 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.12%를 초과하면 마르텐사이트가 지나치게 단단해지기 때문에 취성의 증가와 함께 형상교정성이 저하되는 문제점이 있으며, 이외에 용접성 및 재질 균일성도 열위해지는 단점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.06~0.12%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.065%인 것이 보다 바람직하고, 0.07%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.115%인 것이 보다 바람직하고, 0.110%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 0.004~0.4%
Si는 용강을 탈산시키고, 기지(matrix) 내에서 고용강화 효과를 발휘하며, 조대한 탄화물의 형성을 지연시켜서 C가 농축되도록 하여 특정 냉각 조건을 만족할 때에 냉각 이후에도 오스테나이트가 잔류되도록 하는데 유리한 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.004% 미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 충분하지 않아 오스테나이트를 잔류시키기 어려울 뿐만 아니라, Si 함량을 제어하는 공정 비용 또한 지나치게 소요된다. 상기 Si의 함량이 0.4%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 굽힘성과 재질 균일성도 저하되어 결국 형상교정성 또한 열위해지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.004~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.8~2.0%
Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 냉각중 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태조직의 형성을 용이하게 한다. 다만, 상기 Mn의 함량이 0.8% 미만이면 상기 효과가 너무 낮으며, 부족해진 경화능을 다른 원소로 보충하기에 합금원가 상승의 부담이 커진다. 반면, 상기 Mn의 함량이 2.0%를 초과하면 연속주조 공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 재질 균일성이 나빠지면서 형상교정성까지 열위하게 된다. 또한, 입계를 약화시켜 강의 취성을 지나치게 증가시키게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.9%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.8%인 것이 보다 바람직하고, 1.7%인 것이 보다 더 바람직하다.
Al: 0.01~0.05%
Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 그 함량이 0.01% 미만이면 상기 효과가 부족하게 된다. 반면, 상기 Al의 함량이 0.05%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 아울러, 형상교정성에도 악영향을 줄 가능성이 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.045%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.05~1.0%
Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 강의 경화능을 증가시켜 페라이트의 형성을 억제함과 동시에 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태조직의 형성을 돕는 역할을 한다. 상기 Cr의 함량이 0.05% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없거나 과도하게 작아지게 된다. 반면, 상기 Cr의 함량이 1.0%를 초과하면 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달하기 시작하여, 두께방향으로의 미세조직이 불균일해져 재질균일성 및 형상교정성이 열위해진다. 또한, 본 발명이 목표로 하는 템퍼드 마르텐사이트 보다 베이나이트의 형성을 보다 조장하게 되어 강도 확보가 어려워진다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.05~1.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.9%인 것이 보다 바람직하다.
Mo: 0.001~0.3%
Mo는 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태조직의 형성을 용이하게 하며, 이러한 효과는 Mn과 유사할 정도로 강하다고 알려져 있다. 하지만 Mn과는 다르게 입계를 강화시켜 취성을 억제하면서도 강도를 증가시키는 역할을 한다. 상기 Mo의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, 0.3%를 초과하면 열간압연 후 권취 중에 형성된 C과 결합하여 석출물이 조대하게 성장하게 됨으로써 재질균일성 및 형상교정성이 일부 열위해지는 영역이 발생할 수 있다. 또한, 고가의 원소이기 때문에 제조 비용 측면에서도 불리하고, 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.001~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.07%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.001~0.05%
P는 고용강화 효과가 높지만 입계편석에 의한 취성이 발생하여 재질균일성 및 형상교정성을 저해하는 원소이다. 상기 P의 함량이 0.05%를 초과하면 전술한 것처럼 입계편석에 의한 취성으로 인해 형상교정시에 갑작스러운 파단 등이 발생하여 형상교정성이 열위해질 수 있다. 상기 P는 가능한 적게 함유하도록 제어하는 것이 유리하나, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하다. 따라서, 상기 P는 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다. 상기 P 함량의 상한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다.
S: 0.001~0.005%
S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.005%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강의 굽힘시에 미세한 균열이 발생하기 쉽고 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있으며, 재질 균일성 및 형상교정성을 해치게 된다. 한편, 상기 S는 가능한 적게 함유하도록 제어하는 것이 유리하나, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간 및 에너지가 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001∼0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S 함량의 하한은 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하다. 상기 S 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성하기도 한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하다고 알려져 있다. 다만, 상기 N의 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 한편, 상기 N의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.004%인 것이 가장 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.009%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.001~0.05%
Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과를 통해 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 또한, 특정 냉각조건에서 오스테나이트를 잔류시키기에도 유리하다. 이러한 물성 증가에 따라 형상교정성이 개선될 수 있다. 상기 Nb의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없다. 반면, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하면 조대한 복합석출물로 성장하여 재질균일성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.001~0.05%
Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 강한 친화력으로 강중 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있으며, 고용 N의 안정화를 통한 경화능 향상을 위해 첨가하는 B를 활용하기에 유리하다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 부가적으로 향상시키는데 유용한 성분이다. 상기 Ti의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 반면, 0.05%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 열처리 중 석출물의 조대화로 인해 재질균일성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.01%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하다.
B: 0.001~0.005%
B은 강 중 고용상태로 존재할 경우에 경화능을 향상시키는 효과가 있고, 결정립계를 안정시켜 저온 영역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있으며, 미량으로도 결정립계를 강화시키는 효과가 있다. 상기 B의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻기 어렵고, 반면, 0.005%를 초과하는 경우에는 열간압연 중에 재결정 거동을 지연시키며, 경화능이 크게 증가하여 성형성이 열위하게 되고, 조대한 BN 등의 석출물을 형성하는 경우가 발생하여 오히려 강의 취성이 증가하게 된다. 따라서 상기 B의 함량은 0.001~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 열연강판은 전술한 합금조성을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1(이하, 하기 관계식 1의 좌변을 'T'라고도 함)을 만족하는 것이 바람직하다. 이 때, 하기 관계식 1에서 각각의 합금원소 함량은 중량%이다.
[관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
상기 관계식 1은 미세조직을 제어하기 위한 성분관계식이다. 상기 T의 값이 20을 초과하는 경우에는 충분한 저온조직을 얻는 반면에 Mn 편석대와 잔류 오스테나이트의 불균일한 분포가 증가하여 균일한 물성을 얻을 수 없게 되고, 이는 충분한 형상교정효과를 얻지 못하게 된다. 따라서, 상기 T의 값은 20 이하인 것이 바람직하다. 상기 T의 값은 19 이하인 것이 보다 바람직하고, 17 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 16 이하인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 T의 값은 작으면 작을수록 균일한 미세조직 및 물성 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 상기 T의 값의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않는다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이 때, 상기 불가피한 불순물은 Ni: 0.01% 이하를 포함할 수 있다. 상기 Ni은 고가의 원소로서 본 발명에서는 상기 Ni을 투입하지 않고도 우수한 형상교정성을 확보할 수 있으므로 경제성 또한 우수하다는 장점이 있다. 상기 Ni의 함량은 0.008% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005% 이하인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 레벨링을 통한 형상 교정 전 미세조직이 면적%로, 오스테나이트: 5~15%, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80% 이상, 잔부 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 오스테나이트는 항복강도를 낮추어 형상 교정이 잘 이루어지게 함과 동시에 레벨링 후에는 마르테사이트로 변태되어 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. 상기 오스테나이트의 분율이 5% 미만인 경우에는 상기 효과를 충분히 얻기 어렵고, 15%를 초과하는 경우에는 충분한 저온조직을 확보하지 못하여 최종적으로 얻어지는 강판의 강도가 저하되는 같은 단점이 있다. 상기 오스테나이트의 분율의 하한은 6%인 것이 보다 바람직하고, 7%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 오스테나이트의 분율의 상한은 13%인 것이 보다 바람직하고, 11%인 것이 보다 더 바람직하며, 10%인 것이 가장 바람직하다. 상기 오토템퍼트 마르텐사이트는 형상교정과 같이 국부적이고 한정되는 변형에 유리한 연성을 가짐과 동시에 높은 강도를 갖도록 하는 효과를 발휘한다. 상기 오토템퍼트 마르텐사이트의 분율이 80% 미만인 경우에는 최종적으로 얻어지는 강판의 강도가 지나치게 낮아지는 단점이 있다. 상기 오토템퍼트 마르텐사이트의 분율은 82% 이상인 것이 보다 바람직하다. 상기 오토템퍼트 마르텐사이트는 가능한 다량 형성될수록 강도 확보에 유리하나, 제조공정상 불가피하게 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상이 형성될 수 있다. 한편, 오토템퍼드 마르텐사이트는 별도의 템퍼링 처리를 하지 않고도 저온에서 단시간의 템퍼링 처리를 통해 형성되는 템퍼드 마르텐사이트와 거의 동일한 조직을 가지며, 래쓰 내에 미세한 엡실론 카바이드가 형성된 것을 특징으로 한다.
본 발명의 열연강판은 레벨링을 통한 형상 교정 후 미세조직이 면적%로, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80%이상, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 레벨링 전 오스테나이트가 레벨링 후 마르텐사이트로 변태됨으로써 형상교정성 뿐만 아니라 보다 우수한 강도를 확보할 수 있다.
또한, 레벨링 후 본 발명의 열연강판은 강판 길이방향으로의 파고가 10mm 이하로서 우수한 형상교정성을 갖는다. 이 때, 상기 파고란 강판이 길이방향으로 웨이브(wave) 형태를 가질 때 골에서 마루까지의 높이를 의미한다.
전술한 바와 같이 제공되는 레벨링 전 및 후의 상기 열연강판은 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 10~30㎛인 것이 바람직하다. 상기 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 10㎛ 미만인 경우에는 소입성이 저하되어 충분한 저온조직을 확보하지 못하는 단점이 있으며, 30㎛를 초과하는 경우에는 지나치게 커진 소입성으로 인해 강판 내에 잔류 오스테나이트를 형성하지 못하고, 연성이 크게 저하되는 단점이 있다. 상기 구오스테나이트 평균 결정립 크기의 하한은 12㎛인 것이 보다 바람직하고, 15㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 17㎛인 것이 가장 바람직하다. 상기 구오스테나이트 평균 결정립 크기의 상한은 28㎛인 것이 보다 바람직하고, 26㎛인 것이 보다 더 바람직하다.
아울러, 레벨링 후의 상기 열연강판은 항복강도가 900MPa 이상으로서 우수한 강도를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다. 한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판의 제조방법은 연속주조 및 열연공정이 직결화된 프로세스를 이용할 수도 있다.
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1200~1350℃에서 재가열한다. 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고, 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 연주시 생성된 편석을 확산에 의해 해소하기 어렵다. 반면, 1350℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상 입성장(Abnormal Grain Growth)에 의하여 강도가 저하 및 조직 불균일이 발생하므로, 상기 재가열온도는 1200~1350℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도의 하한은 1220℃인 것이 보다 바람직하고, 1230℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1250℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열온도의 상한은 1330℃인 것이 보다 바람직하고, 1310℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1300℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 800~1200℃에서 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 열간압연온도가 1200℃를 초과하는 경우에는 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 반면, 800℃ 미만인 경우에는 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 나빠지게 되어 결국 재질 균일성 및 형상교정성이 나빠지게 된다. 상기 열간압연온도의 하한은 810℃인 것이 보다 바람직하고, 820℃인 것이 보다 더 바람직하며, 830℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 열간압연온도의 상한은 1180℃인 것이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 열간압연시 하기 관계식 2(이하, 하기 관계식 2에서의 우변을 'FDTL'이라고도 함)의 조건을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2에서 FDT는 열간압연종료시 열연강판의 표면 온도를 의미한다.
[관계식 2] FDT ≥ 896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
상기 FDT가 FDTL 보다 낮은 경우에는 강판의 두께 중심부보다 온도가 낮은 강판의 표면에 페라이트가 일부 형성됨에 따라 냉각 후 충분한 분율의 마르텐사이트를 형성하지 못하게 되고, 이로 인해 중심부와 표면부의 재질 편차가 발생하게 되어 결국 형상교정성 또한 열위해지는 문제가 있다. 즉, 관계식 2를 만족하게 되면 고강도와 우수한 형상교정성을 동시에 얻을 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 하기 관계식 3 내지 6을 만족하도록 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취한다. 이 때, 하기 관계식 3 내지 6에서 MT는 1차 냉각 종료 및 2차 냉각 시작 시점에서 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MTL는 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]를 의미하며, MTU는 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]를 의미하고, ICR은 FDT부터 MT까지의 열연강판 표면의 1차 냉각속도를 의미하고, CRL은 10[2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2[Mo])] + 10을 의미하며, TCR은 FDT부터 CT까지의 열연강판 표면의 평균 냉각속도를 의미하며, CT는 권취온도를 의미한다.
하기 MT가 MTU를 초과하는 경우에는 마르텐사이트를 형성할 수 없게 되고, MTL 미만인 경우에는 미세하고 고르게 분포하는 오스테나이트를 형성할 수 없게 된다. ICR이 CRL 보다 낮을 경우에는 충분한 마르텐사이트를 형성하지 못하고, 페라이트나 베이나이트가 의도와는 다르게 다량 형성되어 고강도를 얻을 수 없게 되며, 이로 인해 오스테나이트의 형성도 억제되어 형상교정성 또한 열위해진다. 한편, 본 발명에서는 ICR의 값이 매우 높더라도 마르텐사이트의 강도에는 큰 변화가 없으므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. TCR이 80℃/초를 초과하는 경우에는 오스테나이트가 안정화되기 전에 낮은 온도에 노출되어 소멸하게 되는 문제가 발생한다. CT가 MTL-100 미만인 경우에는 코일의 온도가 지나치게 낮아져 공정상 권취에 어려움을 겪게 된다. 또한, 과도하게 단단하여 취성이 나쁜 마르텐사이트 상이 다량으로 생성되는 과정에서 형성된 미세한 잔류 오스테나이트가 소멸하게 되면서 압연판의 재질이 불균일해지고 형상이 나빠지게 된다. 한편, 본 발명에서는 상기 권취온도의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 강도 확보 측면에서 그 상한은 350℃일 수 있다. 즉, 냉각과 권취 공정을 적절히 제어함으로써 형성되는 미세하고 고르게 분포된 오스테나이트는 레벨링을 통한 형상 교정 시에 교정이 보다 수월해지도록 함과 동시에 교정 이후에는 모두 소멸되도록 하는 것을 특징으로 한다. 전술한 공정 제어를 통해 제조되는 열연강판은 형상교정성이 우수하면서도 높은 항복강도를 가질 수가 있다.
[관계식 3] MTL ≤ MT ≤ MTU
[관계식 4] CRL ≤ ICR
[관계식 5] TCR ≤ 80℃/초
[관계식 6] MTL-100 ≤ CT
이후에는, 상기 권취된 열연강판을 레벨링하는 단계를 포함할 수 있다. 상기 레벨링은 형상 교정을 위한 것이며, 본 발명에서는 상기 레벨링 공정에 대해서 특별히 한정하지 않고, 당해 기술분야에서 이용되는 통상의 기술을 모두 이용할 수 있다. 한편, 상기 레벨링은 강판에 압하가 가해지지 않는 형상 교정법이며, 이에 따라, 0.1~2.0%의 압하량이 가해지는 조질압연(skin pass rolling)과는 구별될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 하기 표 2에 기재된 조건을 이용하여 열연강판을 제조하였다. 이 때, 슬라브의 재가열온도는 1250℃였으며, 열간압연 직후 열연판의 두께는 4mm였다. 이후, 텐션레벨러를 통해 레벨링을 수행하였다. 레벨링 전·후의 열연강판에 대하여 미세조직, 구오스테나이트 평균 입경, 파고 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3 및 4에 각각 나타내었다. 한편, 본 실시예에서는 Ni을 첨가하지 않았음에도 불구하고, 미량의 불순물이 검출되었다.
미세조직은 전자현미경의 Electron Back-Scattered Diffraction(EBSD) 시험장비를 통하여 측정하였다.
구오스테나이트 평균 입경은 상기 제조된 열연강판으로부터 채취한 시편을 과포화 피크린산 수용액 200ml와 10% 도데실 벤젠 설폰산 나트륨 수용액 10ml를 혼합하고, 10% 염화제이철 수용액 10ml를 첨가하여 섞은 용액에 10분간 침적부식시킨 뒤, 광학현미경으로 측정하였다.
파고는 열연코일을 푼 뒤 강판 길이 2m에 대하여 골로부터 마루까지의 차이가 가장 큰 값으로 나타내었다.
항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 파괴연신율(El)은 열연코일로부터 압연방향에 평행한 방향으로 JIS5호 규격의 시험편을 채취하여 측정하였다.
강종
No.		 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Al P S N Mo Ti Nb B Ni T
1 0.180 0.100 1.300 0.080 0.030 0.010 0.003 0.005 0.020 0.020 0.010 0.0025 0.002 40.2
2 0.050 0.020 1.200 0.500 0.030 0.010 0.003 0.005 0.100 0.020 0.002 0.0025 0.002 3.7
3 0.095 0.100 2.200 0.070 0.030 0.010 0.003 0.005 0.100 0.020 0.002 0.0015 0.005 21.9
4 0.050 0.100 1.550 0.010 0.020 0.010 0.003 0.004 0.020 0.020 0.002 0.0025 0.005 92.1
5 0.080 0.200 1.950 0.150 0.030 0.010 0.003 0.005 0.070 0.020 0.002 0.0025 0.002 16.4
6 0.130 0.050 1.300 0.050 0.030 0.010 0.003 0.005 0.250 0.020 0.002 0.0020 0.005 8.1
7 0.110 0.100 0.950 0.300 0.020 0.010 0.004 0.004 0.100 0.010 0.001 0.0025 0.002 5.5
8 0.090 0.020 1.000 0.100 0.020 0.010 0.004 0.004 0.100 0.025 0.004 0.0025 0.002 10.1
9 0.100 0.020 1.500 0.100 0.020 0.010 0.004 0.004 0.150 0.025 0.004 0.0025 0.005 10.9
10 0.110 0.020 1.400 0.100 0.030 0.010 0.003 0.004 0.010 0.020 0.002 0.0020 0.005 28.2
11 0.110 0.150 1.350 0.100 0.020 0.010 0.003 0.005 0.120 0.020 0.002 0.0015 0.002 12.1
12 0.075 0.100 1.250 0.900 0.020 0.005 0.002 0.005 0.070 0.025 0.002 0.0015 0.002 2.7
13 0.090 0.050 1.700 0.100 0.020 0.010 0.003 0.007 0.100 0.030 0.002 0.0025 0.002 15.1
14 0.075 0.090 1.500 0.800 0.030 0.010 0.003 0.004 0.120 0.020 0.010 0.0020 0.002 3.3
15 0.100 0.080 1.400 0.100 0.040 0.015 0.002 0.008 0.300 0.025 0.001 0.0015 0.002 6.1
16 0.080 0.100 0.900 0.700 0.030 0.012 0.004 0.004 0.250 0.025 0.001 0.0012 0.002 2.0
T = (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb])
구분 강종
No.		 FDT
(℃)		 FDTL
(℃)		 MTL
(℃)		 MT
(℃)		 MTU
(℃)		 ICR
(℃/초)		 CRL
(℃/초)		 TCR
(℃/초)		 전체
냉각시간
(초)		 CT
(℃)
비교예1 1 890 815 297 350 354 90 54 59 11 240
비교예2 2 890 848 344 350 398 68 38 53 12 250
비교예3 3 890 811 285 320 342 95 16 58 12 190
비교예4 4 890 841 336 350 390 90 40 58 11 250
비교예5 5 850 825 301 400 356 32 20 32 14 400
비교예6 6 810 834 312 350 368 46 35 41 13 280
비교예7 7 930 844 335 350 390 83 68 72 12 70
비교예8 8 890 848 344 360 399 53 76 37 17 260
비교예9 9 830 831 316 350 371 193 30 101 7 220
비교예10 10 950 827 320 350 376 71 47 56 11 230
발명예1 11 890 837 318 360 373 88 40 54 12 240
발명예2 12 870 840 325 365 380 84 27 48 13 240
발명예3 13 870 827 311 350 367 74 26 49 13 230
발명예4 14 880 832 314 355 369 66 20 46 14 230
발명예5 15 860 841 316 360 371 71 27 48 13 230
발명예6 16 880 857 338 380 393 83 37 44 14 270
FDT는 열간압연종료시 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MT는 1차 냉각 종료 및 2차 냉각 시작 시점에서 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MTL는 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]를 의미하며, MTU는 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]를 의미하고, ICR은 FDT부터 MT까지의 열연강판 표면의 1차 냉각속도를 의미하고, CRL은 10[2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2[Mo])] + 10을 의미하며, TCR은 FDT부터 CT까지의 열연강판 표면의 평균 냉각속도를 의미하며, CT는 권취온도를 의미함.
구분 미세조직(면적%) 구오스테나이트
평균 입경(㎛)		 기계적 물성 파고
(mm)
F.M A B 및 F 중 1종 이상 YS(MPa)
비교예1 83 9 8 19 1188 33
비교예2 86 7 7 21 738 31
비교예3 80 6 14 23 817 28
비교예4 78 2 20 21 705 22
비교예5 65 0 35 21 654 8
비교예6 75 7 18 21 730 24
비교예7 88 2 10 21 1003 43
비교예8 83 5 12 22 778 20
비교예9 86 3 11 23 1103 53
비교예10 87 3 10 22 993 22
발명예1 86 8 6 26 917 34
발명예2 83 7 10 25 866 23
발명예3 82 8 10 23 850 29
발명예4 86 7 7 19 836 18
발명예5 86 8 6 20 867 27
발명예6 86 9 5 18 815 24
F.M: 오토템퍼트 마르텐사이트, A: 오스테나이트, B: 베이나이트, F: 페라이트
구분 미세조직(면적%) 구오스테나이트
평균 입경(㎛)		 기계적 물성 파고
(mm)
F.M M, B 및 F 중 1종 이상 YS(MPa) TS(MPa) El(%)
비교예1 83 17 19 1344 1585 8 31
비교예2 86 14 21 782 954 14 8
비교예3 80 20 23 915 1042 13 21
비교예4 78 22 21 737 990 12 19
비교예5 65 35 21 684 875 17 4
비교예6 75 25 21 850 1175 12 19
비교예7 88 12 21 1029 1285 12 39
비교예8 83 17 22 867 1024 14 6
비교예9 86 14 23 1190 1445 11 47
비교예10 87 13 22 1076 1331 11 20
발명예1 86 14 26 1060 1294 12 8
발명예2 83 17 25 975 1128 11 6
발명예3 82 18 23 1050 1207 12 7
발명예4 86 14 19 943 1147 12 4
발명예5 86 14 20 1020 1241 11 7
발명예6 86 14 18 935 1145 12 6
F.M: 오토템퍼트 마르텐사이트, M: 마르텐사이트, B: 베이나이트, F: 페라이트
상기 표 1 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성, 관계식 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 6의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 기계적 물성과 형상 품질을 확보하고 있음을 알 수 있다.
비교예 1의 경우에는 본 발명의 제조조건은 만족하나, 본 발명의 C 함량 범위를 초과하고 관계식 1을 만족하지 않음에 따라 높은 강도 및 낮은 형상 교정성으로 인해 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
비교예 2의 경우에는 본 발명의 제조조건은 만족하나, 본 발명의 C 함량 범위에 미달함에 따라 항복강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 3의 경우에는 본 발명의 제조조건은 만족하나, 본 발명의 Mn 함량 범위를 초과하고 관계식 1을 만족하지 않음에 따라 편석 및 취화도 증가에 따른 형상교정성의 열위로 이어져, 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
비교예 4의 경우에는 본 발명의 제조조건은 만족하나, 본 발명의 C 및 Cr 함량 범위에 미달하고, 관계식 1을 만족하지 않음에 따라 항복강도가 낮고 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
비교예 5의 경우에는 본 발명의 합금조성은 만족하나, 1단 냉각을 이용하는 기존의 열연 공정을 채택한 것일 뿐만 아니라, MT가 본 발명의 조건을 만족하지 않음에 따라 레벨링 전 적정 분율의 오스테나이트를 확보하지 못하고, 항복강도 또한 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 6의 경우에는 본 발명의 C 함량 범위를 초과하고 FDT가 FDTL 보다 낮음에 따라 이로 인해 압연간 형성되는 페라이트로 인해 이방성이 커지고 재질 불균일성으로 항복강도가 낮고 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
비교예 7의 경우에는 본 발명의 합금조성은 만족하나, CT가 본 발명의 조건을 만족하지 않음에 따라 레벨링 전 적정 분율의 오스테나이트를 확보하지 못하고, 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
비교예 8의 경우에는 본 발명의 합금조성은 만족하나, ICR이 CRL 보다 낮음에 따라 항복강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 9의 경우에는 본 발명의 합금조성은 만족하나, TCR이 본 발명의 조건을 초과함에 따라 레벨링 전 적정 분율의 오스테나이트를 확보하지 못하고, 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
비교예 10의 경우에는 본 발명의 제조조건은 만족하나, 관계식 1을 만족하지 않음에 따라 레벨링 후 파고가 높은 수준임을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1 내지 6과 비교예 1 내지 10에 대한 레벨링 후 항복강도와 파고와의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1 내지 6의 경우에는 900MPa 이상의 항복강도와 10mm 이하의 파고를 동시에 가지고 있음을 확인할 수 있다.
도 2는 발명예 16에 대하여 레벨링 전(좌)·후(우)의 미세조직을 각각 EBSD와 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예 16의 경우 레벨링 전 형성된 오스테나이트가 레벨링 후에는 소멸되어 본 발명이 얻고자 하는 미세조직이 형성되었음을 알 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하며,
    면적%로, 오스테나이트: 5~15%, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80% 이상, 잔부 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직을 갖는 열연강판.
    [관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
  2. 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하며,
    면적%로, 오토템퍼드 마르텐사이트: 80%이상, 잔부 프레쉬 마르텐사이트, 베이나이트 및 페라이트 중 1종 이상을 포함하는 미세조직을 갖고,
    강판 길이방향으로의 파고가 10mm 이하인 열연강판.
    [관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
  3. 청구항 1 또는 2에 있어서,
    상기 불가피한 불순물은 Ni: 0.01% 이하를 포함하는 열연강판.
  4. 청구항 1 또는 2에 있어서,
    상기 열연강판은 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 10~30㎛인 열연강판.
  5. 청구항 2에 있어서,
    상기 열연강판은 항복강도가 900MPa 이상인 열연강판.
  6. 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1200~1350℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 800~1200℃에서 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 하기 관계식 3 내지 6을 만족하도록 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취하는 단계;를 포함하는 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
    [관계식 2] FDT ≥ 896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
    [관계식 3] MTL ≤ MT ≤ MTU
    [관계식 4] CRL ≤ ICR
    [관계식 5] TCR ≤ 80℃/초
    [관계식 6] MTL-100 ≤ CT
    (단, 상기 관계식 2 내지 6에서 FDT는 열간압연종료시 열연강판의 표면 온도를 의미하며, MT는 1차 냉각 종료 및 2차 냉각 시작 시점에서 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MTL는 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]를 의미하며, MTU는 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]를 의미하고, ICR은 FDT부터 MT까지의 열연강판 표면의 1차 냉각속도를 의미하고, CRL은 10[2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2[Mo])] + 10을 의미하며, TCR은 FDT부터 CT까지의 열연강판 표면의 평균 냉각속도를 의미하며, CT는 권취온도를 의미함.)
  7. 중량%로, C: 0.06~0.12%, Si: 0.004~0.4%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.05~1.0%, Mo: 0.001~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.001~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1200~1350℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 800~1200℃에서 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 하기 관계식 3 내지 6을 만족하도록 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연강판을 레벨링하는 단계;를 포함하는 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] (10[C]+[Si]+2.5[Mn])/(1.5[Cr]+2.0[Mo]-3.2[Nb]) ≤ 20
    [관계식 2] FDT ≥ 896-251[C]+37.5[Si]-31.6[Mn]-7.16[Cr]+29.5[Mo]+129[Ti]-107[Nb]
    [관계식 3] MTL ≤ MT ≤ MTU
    [관계식 4] CRL ≤ ICR
    [관계식 5] TCR ≤ 80℃/초
    [관계식 6] MTL-100 ≤ CT
    (단, 상기 관계식 2 내지 6에서 FDT는 열간압연종료시 열연강판의 표면 온도를 의미하며, MT는 1차 냉각 종료 및 2차 냉각 시작 시점에서 열연강판의 표면 온도를 의미하고, MTL는 430-380[C]-13.4[Si]-47.3[Mn]-16.0[Cr]-24.2[Mo]를 의미하며, MTU는 481-358[C]-16.6[Si]-45.6[Mn]-15.2[Cr]-24.1[Mo]를 의미하고, ICR은 FDT부터 MT까지의 열연강판 표면의 1차 냉각속도를 의미하고, CRL은 10[2.9 - (0.1[C] + 0.9[Mn] + 0.5[Cr] + 1.2[Mo])] + 10을 의미하며, TCR은 FDT부터 CT까지의 열연강판 표면의 평균 냉각속도를 의미하며, CT는 권취온도를 의미함.)
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