KR100754035B1

KR100754035B1 - 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR100754035B1
Application number: KR1020057024886A
Authority: KR
Inventors: 나츠코 스기우라; 마나부 다카하시; 나오키 요시나가; 켄 기무라
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤; 아르셀러 프랑스
Priority date: 2003-06-26
Filing date: 2004-06-28
Publication date: 2007-09-04
Anticipated expiration: 2024-06-28
Also published as: PL1636392T3; WO2005005670A1; DE602004008917D1; DE602004008917T2; KR20060020694A; EP1636392B1; CA2530008C; ES2293299T3; TWI248977B; ATE373110T1; EP1636392A1; TW200517507A; US20070089814A1; US7485195B2; CA2530008A1

Abstract

형상 동결성이 우수하고, 페라이트와 베이나이트를 최대 체적 분율 상으로 포함하며, 적어도 1/2 판 두께에서, X선 랜덤 회절 강도비에 대한 {100}<011> ~ {223}<110> 방위 성분 그룹에서의 평균 X선 랜덤 강도비는 적어도 2.5이며, X선 랜덤 회절 강도비에 대한 {554}<225>, {111}<112>, 그리고 {111}<110>의 세 결정 방위 성분들에서 평균 X선 랜덤 강도비는 3.5 이하이며, X선 랜덤 회절 강도비에 대한 {100}<011> 에서의 X선 강도비는 적어도 X선 랜덤 회절 강도비에 대한 {211}<011> 에서의 X선 랜덤 강도비이며, X선 랜덤 회절 강도비에 대한 {100}<011>에서의 X선 랜덤 강도비는 적어도 2.5이고, 압연 방향의 r-값과 압연 방향에 수직인 방향의 r-값 중 적어도 하나는 0.7 이하이고, 균일 연신의 이방성, ΔuE1은 4% 이하이고, 국부 연신의 이방성 ΔLE1은 적어도 2%이고, ΔuE1은 ΔLE1 보다 크지 않은 것을 특징으로 하는 고강도 열연 강판.

Description

형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET EXCELLENT IN SHAPE FIXABILITY AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}

본 발명은 자동차 부재 등에 사용되는 형상 동결성이 우수하고 자동차 부재의 경량화를 효율적으로 달성할 수 있는 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차로부터 이산화탄소 가스의 배출을 억제하기 위해 차체 경량화의 목적으로 고강도 강판이 사용된다. 또한 탑승자의 안전성을 확보하기 위해 차체에는 연강판(soft steel sheet) 뿐만 아니라, 고강도 강판도 많이 사용된다. 게다가, 미래의 자동차 차체의 경량화를 위해 고강도 강판의 사용 강도의 수준을 높이려는 요청이 급속히 높아지고 있다.

그러나 고강도 강판에 굽힘 변형을 가하면 가공 후의 형상은 그 고강도로 인해, 가공 치구(jig)의 형상으로부터 벗어나서 가공 전 형상으로 복귀하도록 하는 경향이 있는 "스프링 백(spring back)" 현상과, 가공 중 굽힘-되굽힘의 결과에 의해 탄성 회복에 기인하여 곡률을 가지는 표면을 만들게 되는 측벽면의 "벽 휨(wall camber)" 현상이 발생한다.

따라서, 종래의 차체에서는 사용되는 강이 주로 강도 440MPa 이하의 고강도 강판으로 제한되었다. 차체에 있어, 차체 경량화를 위해서는 490MPa 이상의 고강도 강판의 사용이 필수적이다. 그럼에도 불구하고, 스프링 백 및 벽 휨이 거의 없고 형상 동결성이 양호한 고강도 강판은 존재하지 않는다.

굳이 말을 하지 않더라도, 440MPa 이하의 연강판 또는 고강도 강판의 가공 후의 형상 동결성을 향상시키는 것은 자동차, 가정용 전기 제품 및 기타 제품의 형상 정밀도를 향상시키는 데 있어 극히 중요하다.

몇몇 발명자들은 국제 공개 공보 제00/06791호에서, 형상 동결성을 향상시킬 목적으로 {100} 면과 {111} 면의 비가 적어도 1인 페라이트계 박강판을 개시하였으나, 그 특허 명세서는 벽 휨의 감소에 대해서는 기재하지 않았다. 따라서 X선 랜덤 회절 강도비(X-ray random diffraction intensity ratio)에 대한 {100}<011> 내지 {223}<110> 방위군(orientation component group)에서의 X선 강도비나 {100}<011> 방위 성분에서의 X선 강도비는 어느 것도 명세서에 기재되지 않았다.

또한 몇몇 발명자들은 일본 공개 특허 공보 제2001-64750호에서 스프링 백의 양을 줄이는 기술로서, 판면에 평행한 {100} 면의 반사 X선 강도비가 3 이상이 되도록 제어된 냉연 강판을 개시하였다. 그러나, 이 냉연 강판은 강판 두께의 최외곽 표면에서의 X선 강도비가 특정된 것을 특징으로 하는데, 이는 본 발명과 완전히 다르다.

또한, 몇몇 발명자들은 일본 공개 특허 공보 제2002-363695호 및 일본 특허 출원 제2002-286838호(일본 공개 특허 공보 제2004-124123호)에서 형상 동결성이 우수한 저 항복비(yield ratio)의 고강도 강판 및 그 제조 방법을 개시하였다.

이러한 발명들과 비교하여, 본 발명은, 더욱 우수한 형상 동결성이 실현되는 제조 조건과 형상 동결성 및 가공성이 모두 달성되는 제조 조건에 대하여 고찰한다.

이것은, 발명자들이 이를 위해 집합 조직(texture)의 제어와 연성의 이방성의 제어가 매우 중요하다는 것을 발견했으며, 연구 결과로서 이러한 요구 사항들을 만족시키는 최적 제어 조건을 발견했다는 것이다.

종래에는, 굽힘 가공이 가해질 자동차 부재에 적용되는 강판의 강도를 증가시키면 강판 강도의 상승에 따라 스프링 백의 양이 증가하고 형상 결함이 발생하여 고강도 강판의 용도가 제한되었다.

또한, 자동차 부품 등에 고강도 강판을 적용하기 위해서는 양호한 프레스 성형성(press formability) 및 높은 충격 에너지 흡수성이 필수적인 성질이다.

본 발명은 상기 문제를 근본적으로 해결하며 양호한 형상 동결성을 가지는 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

종래 기술에 따르면 스프링 백의 양을 줄이고 형상 동결 결함을 억제하는 수단으로 강판의 항복점을 낮추는 것이 중요하게 인식되었다. 나아가, 항복점을 낮추기 위해 인장 강도가 낮은 강판이 사용되어야 했다.

그러나 이것만으로는 강판의 굽힘성을 향상시키고 스프링 백의 양을 줄이며 형상 동결 결함을 줄이기 위한 근본적인 해결책이 될 수 없다.

따라서 본 발명자들은 굽힘성을 향상시키고 형상 동결 결함 발생 문제를 근본적으로 해결하기 위해, 강판의 집합 조직이 굽힘성에 미치는 영향에 대해 관심을 가지고 그 거동과 효과에 대하여 자세한 관찰과 연구를 수행했다. 그 결과로, 형상 동결성이 우수한 강판을 발견했다.

즉, 본 발명자들은 X선 랜덤 회절 강도에 대한 {100}<011> ~ {223}<110>의 방위군, 특히 {100}<011>의 방위 성분과 {111}<112> 및 {111}<110> 방위 성분에서 X선 강도비를 제어하고, 압연 방향의 r-값과 압연 방향에 수직인 방향의 r-값 중 적어도 하나를 가능한 한 낮게 만들며, 국부 연신(local elongation)의 이방성을 적어도 2%가 되게 만들면 굽힘성이 비약적으로 향상된다는 것을 발견했다.

그러나 국부 연신의 이방성이 더 커지게 되면 연신 플랜지 성형성(elongated flange formability)의 열화(deterioration)가 예상되고, 형상 동결성과 성형성의 양립이 어려워진다. 따라서 본 발명자들은 깊은 연구를 수행하였고, 그 결과로, 집합 조직 제어와 탄화물 제어를 동시에 수행하게 되면 형상 동결성을 향상시킬 수 있다는 것을 발견했다.

또한, 우수한 프레스 성형성 및 높은 충격 흡수성을 유지하기 위해서는 복합상 강(multi-phase steel)이 효과적이기 때문에 본 발명자들은 집합 조직 제어 및 미세 조직 제어의 측면에서 최적 열연 조건을 찾아냈다.

또한, 다양한 부품을 성형하기 위한 반제품(blank) 절단 방향을 제한하지 않음으로써 강재의 수율(yield) 향상에 크게 기여한다. 이를 위해, 연성의 이방성, 특히 균일 연신의 이방성을 감소시키는 것은 중요한 의미를 가진다.

본 발명자들은 실험을 통해, 강판의 최종 열연의 개시 온도 및 종료 온도를 제어함으로써 주요 방위 성분으로 {100}<011> 방위 성분의 성장을 유도하고 그에 따라 균일 연신의 이방성을 줄이면서 상기 형상 동결성 및 성형성을 확보하는 것이 가능하다는 것을 발견하였다.

본 발명은 상기 발견에 기초하며, 이하를 그 요점으로 한다.

(1) 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판에 있어서,

페라이트 또는 베이나이트가 부피 분율 측면에서 최대 상이고, 강판 두께의 적어도 1/2에서는,

(ⅰ) {100}<011> ~ {223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균 수치가 2.5 이상이고,

(ⅱ) {554}<225>, {111}<112>, {111}<110>의 세 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균 수치가 3.5 이하이고,

(ⅲ) {100}<011>의 X선 랜덤 강도비가 {211}<011>의 X선 랜덤 강도비보다 더 크고,

(ⅳ) {100}<011>의 X선 랜덤 강도비가 2.5 이상인, 조건 모두를 만족하며,

압연 방향에서의 r-값 및 압연 방향에 수직인 방향에서의 r-값 중 적어도 하나는 0.7 이하이고,

균일 연신 이방성 ΔuE1은 4% 이하이고, 국부 연신 이방성 ΔLE1은 2% 이상이며, ΔuE1은 ΔLE1 보다 작거나 같은 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.

여기서,

ΔuE1 = {│uE1(L)-uE1(45°)│+│uE1(C)-uE1(45°)│}/2,

ΔLE1 = {│LE1(L)-LE1(45°)│+│LE1(C)-LE1(45°)│}/2,

uE1(L): 압연 방향에서의 균일 연신,

uE1(C): 가로 방향에서의 균일 연신,

uE1(45°): 45° 방향에서의 균일 연신,

LE1(L): 압연 방향에서의 국부 연신,

LE1(C): 가로 방향에서의 국부 연신,

LE1(45°): 45° 방향에서의 국부 연신.

(2) 상기 (1)에 있어서,

직경 0.2μm 이상의 철 탄화물의 점유율이 0.3% 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.

(3) 상기 (1)에 있어서,

시효 지수, A.I.가 8MPa 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 열연 강판.

(4) 상기 (1)에 있어서, 중량 %로,

C: 0.01% ~ 0.2%,

Si: 0.001% ~ 2.5%,

Mn: 0.01% ~ 2.5%,

P: 0.2% 이하,

S: 0.03% 이하,

Al: 0.01% ~ 2%,

N: 0.01% 이하,

O: 0.01% 이하이고,

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 열연 강판.

(5) 상기 (4)에 있어서,

Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 적어도 한 종류 이상의 성분을 중량 %로 총 0.001% ~ 0.8% 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 열연 강판.

(6) 상기 (4) 또는 (5)에 있어서,

중량 %로,

B: 0.01% 이하,

Mo: 1% 이하,

Cr: 1% 이하,

Cu: 2% 이하,

Ni: 1% 이하,

Sn: 0.2% 이하,

Co: 2% 이하,

Ca: 0.0005% ~ 0.005%,

Rem: 0.001% ~ 0.05%,

Mg: 0.0001% ~ 0.05%,

Ta: 0.0001% ~ 0.05%인 성분들 중에서

적어도 한 종류 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 열연 강판.

(7) 상기 (1)에 있어서,

중량 %로 0.02% ~ 0.3%의 C를 포함하고,

중량 %로,

Mn: 0.05% ~ 3%,

Ni: 3% 이하,

Cr: 3% 이하,

Cu: 3% 이하,

Mo: 1% 이하,

Co: 3% 이하,

Sn: 0.2% 이하인 성분들로 구성되는 그룹에서 선택된

적어도 한 종류 이상의 성분을 중량 %로 총 0.1% ~ 3.5% 포함하며,

중량 %로, 3% 이하의 Si와 3% 이하의 Al 중 적어도 한 종류 이상을 총 0.02% ~ 3% 포함하며,

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이고, 복합상 조직을 가지며, 페라이트 또는 베이나이트는 체적 분율 측면에서 최대 상이고, 마르텐사이트의 체적 분율은 1% ~ 25%인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 열연 강판.

(8) 상기 (7)에 있어서,

Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 적어도 하나 이상의 성분을 중량 %로 총 0.001% ~ 0.8% 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 열연 강판.

(9) 상기 (7) 또는 (8)에 있어서,

중량 %로,

P: 0.2% 이하,

B: 0.01% 이하,

Ca: 0.0005% ~ 0.005%,

Rem: 0.001% ~ 0.02%인 성분들로 구성되는 그룹에서 선택된

적어도 한 종류 이상의 성분을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.

(10) 상기 (4) 또는 (5)에 있어서,

상기 강판은 도금된 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.

(11) 상기 (7) 또는 (8)에 있어서,

(12) 상기 (4) 또는 (5)의 조성을 갖는 주조 슬래브를 주조된 상태에서 혹은 일단 냉각하여서 1000℃ ~ 1300℃의 온도 범위로 재가열하여 Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃에서 총 25% 이상의 압하율로 열연하는 단계와,

열연 강판을 냉각하는 단계와,

아래 수식 (5)에 나타난 강판의 화학 성분에 따라 결정된 임계 온도, T_o 보다 낮은 온도에서 400℃ ~ 700℃의 온도로 권취(coiling)하는 단계를 포함하며,

상기 열연 단계의 최종 열연 개시 온도, TFS와 최종 열연 종료 온도, TFE는 아래 수식 (1) ~ (4)를 동시에 만족하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

TFE ≥ Ar₃ …(1)

TFE ≥ 800℃ …(1')

TFS ≤ 1100℃ …(2)

20℃ ≤ TFS-TFE ≤ 120℃ …(4)

T_o = -650.4 × {C% / (1.82×C% - 0.001)} + B …(5)

여기서 B는 중량 %로 표현된 강의 조성으로부터 구해지는데,

B = -50.6 × Mneq + 894.3

Mneq = Mn% + 0.24×Ni% + 0.13×Si% + 0.38×Mo% + 0.55×Cr%

+ 0.16×Cu% - 0.50×Al% - 0.45×Co% + 0.90×V%

Ar₃ = 901 - 325×C% + 33×Si% + 287×P% + 40×Al% - 92×(Mn%+Mo%+Cu%)

- 46×(Cr%+Ni%)

(13) 상기 (12)에 있어서,

Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃ 온도 범위의 열연에서 적어도 하나의 패스에서 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 추가로 제어하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

(14) 상기 (12)의 방법에 의해 제조된 열연 강판에 0.1% ~ 5%의 스킨 패스 압연(skin pass rolling)을 실시하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

(15) 상기 (7) 또는 (8)의 조성을 갖는 주조 슬래브를 주조된 상태에서 혹은 일단 냉각하여서 1000℃ ~ 1300℃로 재가열하여 Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃에서 총 25% 이상의 압하율로 열연하는 단계와,

열연 강판을 냉각하는 단계와,

400℃ 이하의 온도와 아래 관계식 (5)에 나타난 강의 화학 성분에 의해 결정되는 임계 온도 T_o 이하의 온도에서 권취하는 단계를 포함하며,

상기 열연 단계의 최종 열연 개시 온도, TFS와 최종 열연 종료 온도, TFE 및 계산된 잔류 변형률 Δε은 아래 관계식 (1) ~ (4)를 동시에 만족하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

TFE ≥ Ar₃ (℃) …(1)

TFS ≤ 1100℃ …(2)

Δε ≥ (TFS - TFE) / 375 …(3)

20℃ ≤ (TFS-TFE) ≤ 120℃ …(4)

T_o = -650.4 × {C% / (1.82×C% -0.001)} + B …(5)

여기서 B는 중량 %로 표현된 강의 조성으로부터 구해지는데,

B = -50.6 × Mneq + 894.3

Mneq = Mn% + 0.24×Ni% + 0.13×Si% + 0.38×Mo% + 0.55×Cr%

+ 0.16×Cu% - 0.50×Al% - 0.45×Co% + 0.90×V%

Ar₃ = 901 - 325×C% + 33×Si% + 287×P% + 40×Al% - 92×(Mn%+Mo%+Cu%)

- 46×(Cr%+Ni%)

Δε은 압연에 있어 최종 압연의 n 단계의 각 지점마다 주어진 변형률 당량, ε_i(i는 1 내지 n)와, 각 지점들간의 시간, ti(초)(i는 1 내지 n-1)와, 최종 지점으로부터 냉각 개시까지의 시간, tn(초)과, 각 지점에서의 압연 온도, Ti(K) (i는 1 내지 n) 및 상수, R=1.987로부터 구해진다.

ε = Δε1 + Δε2 + … + Δεn

여기서, Δεi = εi × exp{-(ti*/τn)^2/3}

τn = 8.46×10^-9 × exp{43800/R/Ti}

ti* = τn × (ti/τi + t(i+1)/τ(i+1) + … + tn/τn}

(16) 상기 (15)에 있어서,

(17) 상기 (15)의 방법에 의해 제조된 열연 강판에 0.1% ~ 5%의 스킨 패스 압연(skin pass rolling)을 실시하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

이하에서는, 본 발명의 내용을 상세히 설명한다.

1/2 판 두께에서 판면의 {100}<011> ~ {223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값:

판 두께 중심 위치에서 판면의 X선 회절을 실시하여 무작위 시료에 대하여 각 방위의 강도비를 구할 때 {100}<011> ~ {223}<110> 방위군의 평균값은 2.5 이상이어야 한다. 이 평균값이 2.5 미만이라면 형상 동결성이 나빠진다.

그 방위군에 포함된 주요 방위 성분들은 {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> 및 {223}<110> 이다.

이러한 각 방위 성분들의 X선 랜덤 회절 강도비는 {110} 극점도(pole figure)에 기초한 벡터 방법, 또는 {110}, {100}, {211} 및 {310}의 극점도 중에서 여러 개(바람직하게는 세 개 이상)의 극점도를 사용하는 급수 전개법(series expansion method)을 통해 계산된 3차원 집합 조직으로부터 구해질 수 있다.

예를 들어, 후자의 방법에 의해 계산된 X선 랜덤 회절 강도에 대한 상기 각 결정 방위 성분들의 X선 랜덤 강도비는 3차원 집합 조직의 φ2=45° 단면에서 (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-20], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] 및 (223)[1-10]의 강도를 수정 없이 사용할 수 있다.

{100}<011> ~ {223}<110> 방위군의 평균값은 모든 상기 방위 성분들의 대수 평균비이다. 상기 모든 방위 성분들의 강도를 구할 수 없을 때에는, {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> 및 {223}<110>의 방위 성분들의 강도의 대수 평균이 대신 사용될 수 있다.

또한, 바람직하게는 X선 랜덤 회절 강도에 대한 {100}<011> ~ {223}<111> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균값은 4.0 이상이다.

1/2 판 두께에서 판면의 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 세 결정 방위 성분들의 X선 랜덤 강도비의 평균값:

1/2 판 두께에서 판면의 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 세 결정 방위 성분들의 X선 랜덤 강도비의 평균값은 3.5 이하이다. 이 평균값이 3.5 이상이면, {100}<011> ~ {223}<110> 방위군의 강도가 적정하다 해도 양호한 형상 동결성을 얻기는 어렵다.

X선 랜덤 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>의 X선 랜덤 강도비는 상기 방법에 따라서 계산된 3차원 집합 조직으로부터 구할 수 있다.

또한, 바람직하게는 X선 랜덤 회절 강도에 대한 {554}<225>, {111}<112> 및 {111}<110>에서의 X선 랜덤 강도비의 대수 평균은 2.5 이하이다.

1/2 판 두께에서 판면의 {100}<011> 및 {211}<011>에서의 X선 랜덤 강도비 :

1/2 판 두께에서 판면의 {100}<011> 내지 {211}<011>에서의 X선 랜덤 강도비는 적어도 {211}<011>에서의 X선 랜덤 회절 강도에 대한 X선 랜덤 강도여야 한다. 만약 X선 랜덤 회절 강도에 대한 {211}<011>에서의 X선 랜덤 강도비가 X선 랜덤 회절 강도에 대한 {100}<011>에서의 X선 랜덤 강도비보다 더 크게 된다면, 균일 연신의 이방성이 더욱 커지게 되고 성형성은 악화된다.

상기 언급된 {100}<011> 및 {211}<011>은, 각각 유사한 효과를 가지는 방위 범위로서 압연 방향에 수직인 방향(가로 방향)을 회전 축으로 한 ±12°, 더욱 바람직하게는 ±16°를 허용한다.

상기한 결정 방위 성분들의 X선 강도가 굽힘 가공 시의 형상 동결성 또는 연신의 이방성에 있어 중요한 이유가 필연적으로 명백한 것은 아니나, 굽힘 변형시 결정의 활주 거동이 어떠한 연관성을 가지고 있을 것으로 추측된다.

X선 회절에 사용되는 시료는 기계 연마 등에 의해 강판을 소정의 판 두께로 감소시킨 후 화학 연마, 전해 연마 등에 의해 변형을 제거함과 동시에 판 두께의 1/2 면을 측정면이 되게 하여 준비된다.

강판의 판 두께 중심층에 편석대, 결함 등이 존재하여 측정에 문제가 발생하면 판 두께의 3/8 ~ 5/8 범위에서 적당한 면이 측정면이 되도록 하기 위해 상술한 방법에 따라 시료를 조정하여 측정을 수행할 수도 있다.

물론 X선 강도의 제한이 판 두께 1/2 부분 근처에서만이 아니라 가능한 한 많은 두께 부분들에서(특히, 최외곽 층 내지 1/4 판 두께 부분에서) 만족된다면 형상 동결성은 더욱 양호해진다.

{hkl}<uvw>로 표현된 결정 방위 성분은 판면의 법선 방향이 <hkl>에 평행하고, 압연 방향은 <uvw>에 평행하다는 것을 나타낸다.

압연 방향의 r-값( rL ) 및 압연 방향에 수직 방향의 r-값( rC ):

본 발명에 있어 상기 두 r-값은 모두 중요하다. 즉, 본 발명자들은 심층 연구의 결과로서 상기 결정 방위 성분들의 X선 강도가 적정한 경우라고 하여 필연적으로 양호한 형상 동결성이 확보되는 것은 아니라는 것을 밝혀냈다.

상기 X선 강도와 동시에 rL 및 rC 중 적어도 하나는 필수적으로 0.7 이하여야 하고, 바람직하게는 0.55 이하여야 한다.

rL 및 rC의 하한선을 특별히 제한하지 않고도 본 발명의 효과가 얻어질 수 있다. r-값은 JIS 제5호 인장 시편을 사용한 인장 시험에 의해 평가될 수 있다.

인장 변형률은 통상 15%이지만 균일 연신이 15% 미만일 때에는 균일 연신 범위 내에서 가능한 한 15%에 가까운 변형률에 의해 평가되어야 한다.

굽힘 방향은 가공 부재에 따라 따르며, 특별히 제한되지 않으나, 주로, 작은 r-값의 방향에 대하여 수직 또는 수직에 가까운 방향으로 굽힘이 일어나도록 판을 가공하는 것이 바람직하다.

그러나, 일반적으로 집합 조직과 r-값이 상호 연관성을 가지는 것으로 알려져 있으나, 본 발명에서는, X선 랜덤 회절 강도에 대한 결정 방위 성분들의 X선 강도비와 관련한 제한 및 r-값과 관련한 제한이 서로 같은 의미를 가지지는 않는다. 그 두 제한이 동시에 만족되지 않는다면 양호한 형상 동결성이 얻어질 수 없다.

연성의 이방성:

강판을 프레스 성형함에 있어, 강판의 균일 연신, 즉 n-수치가 중요한 의미를 가진다. 특히, 주로 펀치 연신 성형(punch stretch forming)을 위한 고강도 강판에 있어, 균일 연신(n-수치)이 이방성을 가지는 경우, 부품에 따라 반제품(blank)의 절단 방향을 주의 깊게 선정할 필요가 있고, 생산성의 저하와 강판 수율(yield)의 저하가 초래된다.

나아가, 몇몇 경우에는, 판이 원하는 형상으로 성형될 수 없다.

440MPa 이상의 인장 강도(인장 시험에서 얻어지는 최대 강도)를 가지는 강에서 균일 연신의 이방성 ΔuE1이 4% 이하라면, 방향에 무관하게 양호한 성형성이 나타난다는 것이 밝혀졌다.

특히 엄격한 성형성이 요구될 때에는 이방성 ΔuE1은 바람직하게는 3%를 넘지 않는다.

균일 연신의 이방성 ΔuE1의 하한이 특별히 제한되는 것은 아니지만, 0%가 되게 하는 것이 성형성의 측면에서 가장 바람직하다.

또한, 국부 연신의 이방성 ΔLE1이 2% 미만이 되면 형상 동결성이 악화되고, 따라서 ΔLE1의 하한은 2%로 설정된다. ΔLE1의 상한이 특별히 설정되지는 않으나, 만약 ΔLE1이 너무 커지면 성형성이 하락하므로 상한은 바람직하게는 12%다.

그러나 상기 조건들을 만족한다 해도, ΔuE1>ΔLE1 인 때에는, 양호한 성형성 및 형상 동결성이 동시에 달성되지는 않고, 따라서 ΔuE1은 ΔLE1 보다 크지 않도록 설정된다.

균일 연신 및 국부 연신의 이방성은 압연 방향에 평행한 방향(L 방향), 수직인 방향(C 방향) 및 45°방향의 연신을 이용해서 아래와 같이 정의된다.

ΔuE1 = {│uE1(L)-uE1(45°)│+│uE1(C)-uE1(45°)│}/2,

ΔLE1 = {│LE1(L)-LE1(45°)│+│LE1(C)-LE1(45°)│}/2,

미세 조직:

실제 자동차 부품에서, 상기 굽힘 가공에 기인한 형상 동결성은 한 부품에서 유일한 문제는 아니다. 동일한 부품의 다른 부위도 연신 플랜지, 버링, 또는 기타 가공을 겪게 되고, 따라서 펀치 연신 성형, 조임(restriction), 또는 기타 양호한 프레스 성형성이 모색되는 매우 많은 경우들이 있다.

따라서, 상기 집합 조직을 제어하기 위한 굽힘 가공 시에는 형상 동결성의 향상과 함께 강판 자체의 구멍 확장성(hole expansivity) 및 프레스 성형성도 향상되어야 한다.

이러한 측면에서, 강판의 미세 조직은 높은 구멍 확장성을 가지는 베이나이트 또는 페라이트 상을 최대 체적 분율 상으로 가져야 한다. 그러나, 집합 조직의 측면에서, 저온 변태에 의해 생성된 베이나이트 상은 집합 조직의 발달을 더욱 강하게 하므로, 베이나이트를 주요 상으로 하는 것이 바람직하다.

본 명세서에서 언급된 베이나이트는 미세 조직에 철 탄화물 입자를 포함할 수도, 포함하지 않을 수도 있다. 또한 변태 후에 가공되어 매우 높은 내부 전위 밀도를 가지는 페라이트(가공 페라이트)는 현저한 연성 저하를 초래하고, 부품 가공에는 적합하지 않으므로, 본 발명에서 규정된 페라이트와는 구별된다.

더욱이, 본 발명자들은 항복비를 낮추기 위해 강판에 적어도 1%의 마르텐사이트를 포함하는 본 발명 강판의 특성이 rL과 rC 중 적어도 하나가 0.7을 넘지 않고 펀치 연신 성형성을 향상시키기 위해 가장 바람직하다는 것을 발견했다.

여기서, 마르텐사이트의 체적 분율이 25%를 넘으면 강판의 강도가 필요 이상으로 향상될 뿐만 아니라 망상으로 연결된 마르텐사이트의 비율도 또한 증가하여 강판의 성형성이 현저하게 열화되므로 마르텐사이트의 체적 분율 값은 25%가 최대치로 설정되었다.

또한, 마르텐사이트에 의한 항복비 감소 효과를 얻기 위해, 최대 체적 분율 상이 페라이트일 때에는 그 값이 적어도 3%인 것이 바람직하고, 최대 체적 분율 상이 베이나이트인 때에는 그 값이 적어도 5%인 것이 바람직하다.

또한, 최대 체적 분율 상이 페라이트 또는 베이나이트 외의 다른 것이면 강 재료의 강도가 필요 이상으로 향상되어 성형성이 악화되거나 불필요한 탄화물의 석출이 필요한 양의 마르텐사이트를 보장할 수 없도록 만들고, 따라서 강판의 성형성이 현저하게 악화되므로 최대 체적 분율 상은 페라이트 또는 베이나이트로 제한된다.

또한, 상온으로 냉각시킬 때 변태가 완료되지 않은 잔류 오스테나이트가 포함되어 있다 해도 본 발명의 효과에는 큰 영향이 없다. 그러나, 반사 X선법 등에 의해 확인되는 잔류 오스테나이트의 체적 분율이 증가하면 항복비가 상승하므로 잔류 오스테나이트의 체적 분율은 바람직하게는 마르텐사이트의 체적 분율의 두 배가 넘지 않아야 하고, 더욱 바람직하게는 마르텐사이트의 체적 분율을 넘지 않아야 한다.

또한, 연신 플랜지 성형성을 현저하게 악화시키는 직경 0.2μm 이상의 철 탄화물의 점유율은 바람직하게는 0.3% 이하로 제한된다. 철 탄화물의 점유율은, 적어도 500배 배율의 광학 현미경 사진에서 영상 처리에 의해 철 탄화물의 면적 분율을 구함으로써 대체될 수도 있다. 또한, 사진에서 도출된 격자점의 개수 n 중 직경 0.2μm 이상의 철 탄화물에 의해 점유된 격자점의 개수 m을 구하여 m/n을 점유율로 사용하는 것도 또한 가능하다.

시효 지수 A.I.:

강판의 시효를 나타내는 지수 A.I.는 바람직하게는 적어도 8MPa이다. A.I.가 8MPa 미만이면 형상 동결성이 떨어지므로 8MPa이 하한으로 설정된다. A.I.가 떨어지면 형상 동결성이 악화되는 이유는 명확하지 않으나, A.I.는 강판의 가동 전위 밀도와 관련되어 있고, 따라서 가동 전위 밀도의 차이가 변형에 어떠한 형태로든 영향을 미치는 것으로 생각된다.

A.I.의 상한은 특별히 제한되지 않으나, A.I.가 100MPa을 넘게 되면 스트레처 스트레인(stretcher strain)이 발생하고 강판의 외양이 현저히 손상받기 쉽기 때문에 A.I.는 바람직하게는 100MPa을 넘지 않는다.

시효 지수는 L 방향 또는 C 방향 JIS 제5호 인장 시편을 이용하여 10%의 사전 변형을 가했을 때의 변형 응력과, 그 후 일단 그 부하를 제거하고 100℃에서 한 시간 동안 시효한 후 인장 시험을 다시 실시했을 때의 항복 응력(항복 연신이 발생하는 때에는 하부 항복 응력) 사이의 차이를 시효 지수 A.I.로 이용하여 측정될 수 있다.

다음으로, 본 발명의 바람직한 화학 성분을 설명한다. 단위는 질량%를 사용한다.

우선, 페라이트 또는 베이나이트를 최대 체적 분율 상으로 가지며 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판의 화학 성분을 설명한다. 상기 강판에서 구멍 확장성도 또한 우수하다.

C:

C가 0.1% 미만이면 높은 성형성이 유지되는 동안 강판의 강도를 보장하기가 어렵기 때문에 C의 하한은 0.01%로 설정된다. 반면, 0.2%를 넘으면 구멍 확장성을 낮추는 조대 탄화물과 오스테나이트 상 또는 마르텐사이트 상이 쉽게 형성되고 용접성도 떨어지기 때문에 상한은 0.2%로 설정된다.

Si:

Si는 강판의 기계적 강도를 높이는 데 효과적인 원소지만, 2.5%를 넘으면 성형성이 악화되거나 표면 결함(surface flaw)이 발생하므로 상한은 2.5%로 설정된다. 반면, 실제 강에서 Si 함량을 0.001% 미만으로 만드는 것은 어려우므로 하한은 0.001%로 설정된다.

Mn:

Mn은 강판의 기계적 강도를 높이는 데 효과적인 원소지만, 2.5%를 넘으면 성형성이 악화되므로 상한은 2.5%로 설정된다. 반면, 실제 강에서 Mn 함량을 0.01% 미만으로 만드는 것은 어려우므로 하한은 0.01%로 설정된다.

또한, Mn 이외에, S로 인한 열간 크랙(hot cracking)의 발생을 억제하기 위한 Ti 및 기타 원소가 충분히 첨가되지 않은 때에는 질량%로 Mn/S≥20이 되도록 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다.

P, S:

P와 S는 0.2%와 0.03% 이하가 첨가된다. 이것은 열연 또는 냉연 시 성형성의 악화나 크랙의 발생을 방지하기 위한 것이다.

Al:

Al은 탈산을 위해 적어도 0.01%가 첨가된다. 그러나, 너무 많으면 성형성이 떨어지고 표면 성질이 악화되므로 상한은 2.0%로 설정된다.

N, O:

이 원소들은 불순물이다. 성형성의 악화를 방지하기 위해 N과 O의 함량은 각각 0.01%를 넘지 않도록 설정된다.

Ti, Nb, V:

이 원소들은 석출 강화, 집합 조직 제어, 입상 강화 등과 같은 기구를 통해 재료의 성질을 향상시키는 원소들이다. 필요에 따라 한 종류 이상을 총 함량이 적어도 0.001%가 되도록 첨가하는 것이 바람직하다.

그러나 과잉 첨가된다 해도 현저한 효과가 나타나는 것은 아니다. 오히려 성형성과 표면 성질의 악화를 초래하므로 상한은 총 함량 0.8%로 설정된다.

B:

B는 입계 강화에 효과적이며 강재의 강도를 향상시키지만, 첨가량이 0.01%를 넘으면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 강판의 강도가 필요 이상으로 상승하고 부품의 성형성이 떨어지게 되므로 상한은 0.01%로 설정된다. 그러나, B 첨가 효과를 얻으려면 적어도 0.002%를 첨가하는 것이 바람직하다.

Mo, Cr, Cu, Ni, Sn, Co:

이 원소들은 기계적 강도를 상승시키거나 재료의 품질을 향상시키는 효과를 가지므로 필요에 따라 각 원소를 적어도 0.001% 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 과잉 첨가는 성형성의 악화를 초래하므로 Mo, Cr, Cu, Ni, Sn 및 Co의 상한은 각각 1%, 1%, 2%, 1%, 0.2% 및 2%로 설정된다.

Ca, Rem:

이 원소들은 개재물을 제어하는 데 효과적인 원소들이므로, 적절한 첨가는 열간 성형성을 향상시키지만, 과잉 첨가는 역으로 열간 취성(hot embrittlement)을 악화시키므로, Ca 및 Rem의 함량은 필요에 따라 각각 0.0005% ~ 0.005% 및 0.001% ~ 0.05%로 설정된다. 여기서 Rem, 즉 희토류 원소는 Y, Sr 및 란탄계(lanthanoid) 원소들을 의미하며, 공업적으로는 그 혼합물이다.

또한 0.0001% ~ 0.05%의 Mg 첨가와 0.001% ~ 0.05%의 Ta 첨가는 등가적 효과를 가진다.

여기서, 모든 경우에 있어 하한은 개재물 제어 효과의 발현을 위한 최저 첨가량을 표시한다. 최대치 이상에서는 역으로 개재물이 과도하게 크게 성장하므로 연신 플랜지 성형성 및 구멍 확장성의 다른 측면들이 감소된다. 미슈 금속(misch metal)(혼합물)으로서의 첨가가 비용 면에서 유리하다.

다음으로, 최대 체적 분율 상으로 페라이트 또는 베이나이트의 미세 조직의 복합상 조직(multi-phase structure)을 가지고, 1% ~ 25%의 체적 분율을 가지는 마르텐사이트를 포함하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판의 화학 성분을 설명한다.

상기 강판은 저 항복비 강판이다.

C:

C는 강재의 강도를 결정하는 가장 중요한 원소이다. 강판의 C 농도가 증가함에 따라 강판에 포함된 마르텐사이트의 체적 분율이 증가하는 경향이 있다. 여기서, C 첨가량이 0.02% 미만이면 경한 마르텐사이트를 얻기 어려우므로 C 첨가량의 하한은 0.02%로 설정된다.

또한, C 첨가량이 0.3%를 넘으면 강판의 강도가 필요 이상으로 증가할 뿐만 아니라, 자동차용 강재의 중요한 특성인 용접성도 현저히 악화되므로 C 첨가량의 상한은 0.3%로 설정되었다.

Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Co 및 Sn:

Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Co 및 Sn은 모두 강재의 미세 조직을 조정하기 위해 첨가된다. 특히 C 첨가량이 용접성 때문에 제한되는 경우에는 이러한 원소들을 적절히 첨가하는 것이 강의 경도를 효과적으로 조정하는 데 효과적이다.

또한 이러한 원소들은, Al 및 Si의 정도는 아니지만, 시멘타이트의 형성을 억제하는 효과를 가지며, 마르텐사이트의 체적 분율을 효과적으로 제어할 수 있다. 또한 이러한 원소들은 Al 및 Si와 함께 모상(matrix) 페라이트 또는 베이나이트를 고용 강화함에 따라 고속에서 동적 변형 저항성을 상승시키는 기능을 가진다.

그러나, 이러한 원소들 중 하나 이상의 첨가량의 합이 0.1% 미만이거나 Mn의 함량이 0.05% 미만이면, 더 이상 마르텐사이트의 요구 체적 분율을 보장할 수 없고, 강재의 강도가 낮아지며, 차체의 효과적인 무게 감소도 더 이상 달성될 수 없으므로 Mn 함량의 하한은 0.05%로 설정되었고 상기 원소들 중 하나 이상의 첨가량의 총합의 하한은 0.1%로 설정되었다.

반면, 상기 첨가량들의 총합이 3.5%를 넘거나, Mn, Ni, Cr, Cu 및 Co 중 어느 하나의 함량이 3%를 넘거나, Mo의 함량이 1%를 넘거나, 또는 Sn의 함량이 0.2%를 넘는 경우에는 강재의 성형성이 떨어지고, 인성이 저하되며, 강재 비용 상승도 초래되므로 상기 첨가량들의 총합의 상한은 3.5%로 설정되었고, Mn, Ni, Cr, Cu 및 Co 함량의 상한은 3%로 설정되었으며, Mo 함량의 상한은 1%로 설정되었고, Sn 함량의 상한은 0.2%로 설정되었다.

Al, Si:

Al 및 Si는 모두 페라이트 안정화 원소들이고 페라이트 체적 분율을 증가시킴으로써 강재의 성형성을 향상시키는 작용을 한다. 또한, Al 및 Si는 시멘타이트의 형성을 억제하므로 베이나이트 또는 탄화물을 포함하는 기타 상의 형성을 억제할 수 있고 마르텐사이트의 형성을 효과적으로 유도할 수 있다.

이러한 기능을 가지는 첨가 원소로, Al 및 Si 외에도 P 또는 Cu, Cr, Mo 등이 언급될 수 있다. 이러한 원소들을 적절하게 첨가하면 유사한 효과가 기대된다.

그러나 Al 및 Si의 총합이 0.05% 미만이면 시멘타이트 형성 억제 효과가 충분하지 않으며 적절한 마르텐사이트 체적 분율이 얻어지지 않으므로 Al과 Si의 총합의 하한은 0.05%로 설정되었다.

또한, Al과 Si의 총합이 3%를 넘으면 모상 페라이트 또는 베이나이트의 경화 또는 취화가 초래되므로 강재의 성형성이 떨어지고 인성이 떨어지며 강재 비용 상승이 초래되고 화학적 처리성 및 기타 표면 처리 특성이 현저히 악화되므로 Al과 Si, 또는 그 양자의 상한은 3%로 설정되었다.

Nb, Ti, V:

이 원소들은 탄소 및 질소의 고정, 석출 강화, 집합 조직 제어, 입상 강화 등과 같은 기구를 통하여 재료의 질을 향상시킨다. 필요에 따라 한 종류 이상을 그 총합이 적어도 0.001%가 되도록 첨가하는 것이 바람직하다. 또한 Nb 또는 Ti의 첨가에 의해 열연 중에 형상 동결성에 유리한 집합 조직이 쉽게 형성되므로 이것을 적극적으로 활용하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉 첨가는 성형성의 악화를 초래하므로 상기 원소들의 첨가량의 총합의 상한은 0.8%로 설정되었다.

P:

P는 강재의 강도를 상승시키는 데 효과적이고, 상기 언급된 바와 같이 마르텐사이트를 확보하는 데에 효과적이지만, 0.2%를 넘어 첨가되면 시즌 크랙 저항성(season crack resistance)의 열화, 또는 피로 특성 및 인성의 열화가 초래되므로 상한은 0.2%로 설정되었다. 그러나 첨가 효과를 얻으려면 0.005% 이상의 개재물이 바람직하다.

B:

B는 입계 강화 및 강재의 강도 상승에 효과적이지만 0.01%를 넘으면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강재의 강도가 필요 이상으로 상승하고 부품의 성형성이 떨어지게 되므로 상한은 0.01%로 설정되었다. 그러나, 첨가 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.0005%를 함유하는 것이 바람직하다.

Ca, Rem:

이 원소들은 황화물의 형상을 제어함으로써 연신 플랜지 성형성을 향상시키므로 필요에 따라 각각 0.0005% 이상과 0.001% 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 과잉 첨가한다 해도 현저한 효과가 나타나지 않으며 비용이 높아지게 되므로 Ca 및 Rem의 상한은 각각 0.005% 및 0.02%로 설정되었다.

N:

N은, C와 같이, 마르텐사이트의 형성을 초래하는 데 효과적이지만, 동시에, 강재의 인성과 연성을 열화시키는 경향이 있으므로 그 양이 0.01%를 넘지 않는 것이 바람직하다.

O:

O는 산화물을 형성하여 개재물로서 강재의 성형성, 특히 연신 플랜지 성형성 또는 피로 강도로 대표되는 구멍 확장성과 인성의 열화를 초래하므로 0.01% 미만으로 제어된다.

이하에서는 본 발명에 따른 제조 방법을 설명한다.

슬래브 재가열 온도:

소정의 성분으로 조절된 강은 주조 후 바로 또는 일단 Ar₃ 변태 온도 이하로 냉각되고 재가열된 후 열연이 이루어진다. 이 때의 재가열 온도가 1000℃ 미만이면 소정의 최종 열연 종료 온도를 확보하기 어려워지므로 1000℃가 재가열 온도의 하한으로 설정되었다.

또한, 재가열 온도가 1300℃를 초과하면 가열 시에 스케일의 생성으로 인해 수율의 악화가 초래되고 동시에 제조 비용의 상승이 초래되므로 1300℃가 재가열 온도의 상한으로 설정되었다.

가열된 슬래브가 열연 중에 국부적으로 또는 전체적으로 가열된다 해도 본 발명의 특성에는 아무런 영향이 없다.

열연 조건:

강판은 열연 및 후속하는 냉각에 의해 소정의 미세 조직 및 집합 조직을 가지도록 제어된다. 최종적으로 얻어진 강판의 집합 조직은 열연의 온도 범위로 인해 크게 변화한다. 열연 종료 온도, TFE가 Ar₃℃ 보다 작아지면 균일 연신의 이방성 ΔuE1은 4%를 넘고 성형성이 현저하게 열화되므로 TFE는 아래 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

TFE ≥ Ar₃℃ (1)

TFE는 열연의 최종 압연을 실행하는 지점 뒤에 측정되는 것이 일반적이지만, 필요할 때는 계산에 의해 구해진 온도를 사용하는 것도 가능하다.

또한, 열연 종료 온도의 상한은 특별히 제한되지 않으나, (Ar₃+180)℃를 넘는 경우에는 강판의 표면에 형성되는 산화층으로 인해 표면 품위가 저하되므로 (Ar₃+180)℃가 바람직하다.

엄격한 표면 품위가 요구되는 때에는 TFE를 (Ar₃+150)℃ 이하로 설정하는 것이 바람직하다.

그러나, 그 미세 조직에 페라이트 또는 베이나이트가 최대 체적 분율 상으로 포함되어 있고 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판을 제조하는 방법에 있어, 강판의 화학 성분과 관계없이, TFE가 800℃ 미만이 되면 열연 시 압축 부하가 과도하게 높아지고 동시에 강판의 연성 이방성이 더 커지므로 TFE는 아래 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

TFE ≥ 800℃ (1')

또한, 최종 열연 개시 온도 TFS가 1100℃를 초과하면 강판의 표면 품위가 현저히 떨어지므로 TFS는 아래 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

TFS ≤ 1100℃ (2)

또한, TFS와 TFE의 차이가 120℃ 이상이면 집합 조직이 충분히 성장하지 않고 우수한 형상 동결성과 낮은 이방성이 모두 달성되며, 그 차이를 20℃ 이하로 만드는 것은 조업상 어려우므로 그 차이는 아래 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

20℃ ≤ (TFS - TFE) ≤ 120℃

여기서, 체적 분율 1% ~ 25%의 마르텐사이트를 포함하는 미세 조직을 가지고 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법에 있어서, 계산된 최종 압연 종료 시의 잔류 변형률 Δε, 최종 열연 개시 온도 TFS, 그리고 최종 열연 종료 온도 TFE는 아래 관계식 (3)을 만족해야 한다. 이것이 충족되지 않으면 형상 동결성에 유리한 집합 조직이 열연 도중에 형성되지 않는다.

Δε ≥ (TFS-TFE)/375 (3)

ε = Δε1 + Δε2 + … + Δεn

여기서, Δεi = εi × exp{-(ti*/τn)^2/3}

τn = 8.46×10^-9 × exp{43800/R/Ti}

ti* = τn × (ti/τi + t(i+1)/τ(i+1) + … + tn/τn}

또한 이 방법의 열연에 있어서도, Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃의 온도 범위의 압하율도 최종 강판의 집합 조직의 형성에 큰 영향을 미친다. 이 온도 범위에서의 압하율이 25% 미만이면 집합 조직이 충분히 성장하지 못하고 최종적으로 얻어지는 강판이 양호한 형상 동결성을 보이지 않으므로, Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃ 온도 범위에서의 압하율의 하한은 25%로 설정되었다.

압하율이 클수록 소망하는 집합 조직이 더욱 잘 발달되므로 압하율은 바람직하게는 적어도 50%로 설정된다. 또한, 75% 이상이라면 더욱 바람직하다.

압하율의 상한은 특별히 제한되지 않으나, 99% 이상의 압하는 장치에 큰 부하가 걸리게 하고 아무런 특별한 효과를 주지도 않으므로 상한은 바람직하게는 99% 미만으로 설정된다.

여기서,

Ar₃ = 901 - 325×C% + 33×Si% + 287×P% + 40×Al% - 92×(Mn%+Mo%+Cu%)

- 46×(Cr%+Ni%)

이 온도 범위에서의 열연을 통상의 조건 아래에서 실시한다고 해도 최종 강판의 형상 동결성은 높지만, 형상 동결성의 추가적인 향상이 요구되는 때에는, 이 온도 범위에서 실시되는 열연의 적어도 한 패스에서 그 마찰 계수는 0.2 이하가 되도록 제어된다.

마찰 계수가 0.2를 넘으면 통상적인 열연과 아무런 특별한 차이가 발생하지 않으므로 마찰 계수의 상한은 0.2로 설정된다.

반면, 마찰 계수가 작을수록 표면에서 전단 집합 조직의 형성이 더욱 강해지고 형상 동결성이 더욱 양호해지므로 마찰 계수의 하한이 특별히 제한되지는 않으나 0.05 미만이 되면 조업 안정성을 확보하기 어려우므로 마찰 계수는 적어도 0.05인 것이 바람직하다.

또한, 열연 전에 스케일을 제거할 목적의 가공, 고압수 분사, 미립자 분사 등은 최종 강판의 표면 품위를 향상시키는 데에 효과적이므로 바람직하다.

열연 후 냉각에 있어서 권취 온도의 제어가 가장 중요하지만, 평균 냉각 속도를 적어도 15℃/초로 설정하는 것이 바람직하다. 냉각은 열연 후에 신속하게 개시하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 중의 공냉도 최종 강판의 특성이 열화되지 않도록 유지시킨다.

이러한 방법으로 형성된 오스테나이트 집합 조직을 최종 열연 강판까지 전달하기 위해 아래 관계식 (5)에 나타낸 임계 온도 T_o(℃) 이하에서 강판의 권취를 실시하는 것이 필수적이다. 따라서, 강의 성분에 의해 결정되는 T_o(℃)가 권취 온도의 상한으로 설정되었다.

이 T_o 온도는 열역학적으로 오스테나이트 및 그 오스테나이트와 동일한 성분의 페라이트가 동일한 자유에너지를 가지는 온도로 정의되고, C 외의 다른 성분들의 영향을 고려하여 아래 관계식 (5)를 사용함으로써 간단하게 계산될 수 있다.

T_o 온도에 영향을 미치는 본 발명에 규정된 성분 외의 다른 성분들의 영향은 크지 않기 때문에 여기서는 무시하였다.

강재의 화학 성분으로부터 결정되는 T_o 온도보다 더 높은 온도에서 냉각이 종료되고 그 상태로 강판이 권취되었을 때에는, 상기 열연 조건이 충족되었다고 해도 원하는 집합 조직이 최종 강판에 충분히 형성되지 않으며 강판의 형상 동결성이 높지 않다.

T_o = -650.4 × {C% / (1.82×C% - 0.001)} + B (5)

여기서 B는 질량 %로 표현된 강의 성분으로부터 구해지는데,

B = -50.6 × Mneq + 894.3

Mneq = Mn% + 0.24×Ni% + 0.13×Si% + 0.38×Mo% + 0.55×Cr%

+ 0.16×Cu% - 0.50×Al% - 0.45×Co% + 0.90×V%

그 미세 조직에 페라이트 또는 베이나이트가 최대 체적 분율 상으로 포함되어 있고 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판을 제조할 때, 권취 온도가 700℃를 넘으면 코일의 전체 길이에 걸친 권취 온도의 확보가 어려워지고 재료 품질 편차의 원인이 된다. 또한, Ti, Nb 및/또는 V 탄화물 형성 원소들이 함유되어 있을 때는 이러한 탄화물들이 입계에서 성장하여 극한 변형성(ultimate deformability)이 현저히 손상된다. 따라서 권취 온도의 상한은 700℃로 설정되었다.

반면 권취 온도가 400℃ 미만이 되면 오스테나이트 상 또는 마르텐사이트 상이 강판에 상당량 생성되고 극한 변현성이 저하되므로 권취 온도의 하한은 400℃로 설정되었다.

또한, 그 미세 조직에 1% ~ 25%의 체적 분율을 가지는 마르텐사이트를 포함하고 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판을 제조할 때, 권취 온도가 400℃를 초과하면 마르텐사이트 상이 형성되지 않는다. 따라서 권취 온도의 상한은 400℃로 설정되었다. 이러한 관점에서 권취 온도의 상한은 바람직하게는 350℃, 더욱 바람직하게는 300℃이다.

권취 온도를 상온보다 더 낮게 설정하면 자본의 과잉 투자가 요구될 뿐만 아니라, 아무런 현저한 효과도 나타나지 않으므로 권취 온도의 하한은 상온으로 설정하는 것이 바람직하다.

스킨 패스 압연(skin pass rolling):

선적 전에, 상기 방법에 따라 제조된 본 발명 강에 스킨 패스 압연을 적용하면 강판의 형상이 우수해진다. 이때, 스킨 패스 압하율이 0.1% 미만이면 그 효과가 작으므로 스킨 패스 압하율의 하한은 0.1%로 설정되었다.

또한, 5%를 초과하는 스킨 패스 압연을 실시하려면 통상의 스킨 패스 압연기를 개조해야 하므로 경제적 단점이 발생하고 강판의 성형성이 현저히 열화되므로 스킨 패스 압하율의 상한은 5%로 설정된다.

또한, 본 발명에서 규정된 항복비는 통상의 JIS 제5호 인장 시험에서 구해진 파괴 강도(MPa)와 항복 강도(0.2% 항복 강도)의 비, 즉 항복비(YS/TS × 100)이고, 그 비는 성형성의 관점에서 바람직하게는 70%를 넘지 않는다. 또한, 항복비가 65% 이하이면 형상 동결성을 향상시키는 것이 가능해서 바람직하다.

도금:

도금의 종류와 방법은 특별히 제한되지 않는다. 본 발명의 효과는 전기 도금, 용융 도금, 증착 도금, 기타 중 임의의 방법으로 달성될 수 있다.

본 발명 강판은 굽힘 가공에 사용될 수 있지만 굽힘, 펀치 연신 성형, 조임 등과 같은 주로 굽힘으로 구성되는 복합 재료 성형에도 사용될 수 있다.

(실시예 1)

본 실시예는 그 미세 조직에 페라이트 또는 베이나이트가 최대 체적 분율 상으로 포함되어 있고 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판에 관한 실시예이다.

표 1에 나타낸 A ~ K의 강재를 1100℃ ~ 1270℃로 가열하고, 표 2에 나타낸 열연 조건 하에서 열연하여 두께 2.5mm의 열연 강판을 얻었다. 열연 강판에 대한 다양한 종류의 평가의 결과를 표 3 내지 표 4에 나타내었다.

펀치 폭 78mm, 펀치 숄더(shoulder) R5mm, 금형(die) 숄더 R5mm 및 다양한 주름 압착 압력(wrinkle suppressing pressure)을 사용하여 길이 270mm×폭 50mm×판 두께의 모자 형상으로 성형된 스트립(strip) 형상 시편을 이용하여서 벽 부위의 휨(camber) 정도를 곡률 반지름 ρ(mm)로 측정한 후 그 역수 1000/ρ를 구함으로써 형상 동결성을 평가했다. 1000/ρ 값이 작을수록 형상 동결성이 양호하다.

일반적으로, 강판의 강도가 증가하면 형상 동결성이 열화되는 것으로 알려져 있다. 본 발명자들은 실제 부품을 성형했다. 그 결과로, 상기 방법에 의해 측정된 70kN의 주름 압착 압력에서 1000/ρ 값이 0(mm^-1) 이상이고 강판의 인장 강도 TS[MPa]에 대하여 (0.012×TS - 4.5)가 되면 매우 우수한 형상 동결성이 얻어졌다.

따라서 0 ≤ 1000/ρ ≤ (0.012×TS - 4.5)가 우수한 형상 동결성의 조건으로 평가된다.

여기서, 주름 압착 압력이 증가하면 1000/ρ 값은 감소하는 경향이 있다. 그러나, 어떠한 주름 압착 압력이 선택되더라도 강판의 형상 동결성의 우수한 정도는 변하지 않는다. 따라서, 주름 압착 압력 70kN의 평가는 강판의 형상 동결성을 잘 표현한다.

구멍 확장성은, 측면 100mm 시편의 중앙에 직경 10mm의 구멍을 펀칭하고 정점 60°의 원뿔형 펀치에 의해 초기 구멍을 확장하여 크랙이 강판을 관통하도록 할 때의 구멍 직경 10mm에 대한 구멍 직경 d(mm)의 구멍 확장율, λ(아래 식)로 평가된다.

λ = {(d-10)/10} × 100 (%)

강판의 강도가 증가할 때 구멍 확장율은 일반적으로 열화된다.

따라서, (구멍 확장율, λ[%]) / (강판의 인장 강도, TS[MPa])가 구멍 확장성의 지표로 사용되었고, 그 수치가 0.15 이상이면 양호한 구멍 확장성으로 평가되었다.

r-값, 연성의 이방성 및 A.I.가 JIS 제5호 인장 시편을 사용하여 측정되었다. 또한 X선은, 강판의 대표 수치로서 판 두께의 7/16 위치에 판면에 평행한 샘플을 제조함으로써 측정하였다.

표 2에서, No.5~11, No.13 및 No.15는 모두 열연 조건이 본 발명 범위 밖이며, 따라서 연성의 이방성이 크고, 몇 경우에는 형상 동결성도 충분하지 않으며, 연신 플랜지 성형성도 충분하지 않고, 그 결과로 형상 동결성, 낮은 이방성 및 구멍 확장성을 가진 고강도 강판이 얻어지지 않았다.

No.21은 성분과 열연 조건이 모두 본 발명의 범위 밖이며, 따라서 형상 동결성과 구멍 확장성이 만족스럽지 못하다.

본 발명 범위 내의 화학 성분을 가지는 강을 본 발명 범위 내의 열연 조건에 의해 제조한 경우에는 양호한 연성 이방성과 구멍 확장성 및 양호한 형상 동결성도 확보되었음을 알 수 있다.

(실시예 2)

본 실시예는 최대 체적 분율 상으로 페라이트 또는 베이나이트의 미세 조직의 복합상 조직을 가지며 1% ~ 25%의 체적 분율을 가지는 마르텐사이트를 포함하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판에 관한 실시예이다.

표 5에 나타낸 화학 성분의 A ~ L의 강재를 1100℃ ~ 1270℃로 가열하고 표 6에 나타낸 열연 조건 하에서 열연하여 두께 2.5mm의 열연 강판을 얻었다. 다양한 종류의 측정 및 평가의 결과를 표 6 및 표 7(표 6의 연속)에 나타내었다.

펀치 폭 78mm, 펀치 숄더(shoulder) R5mm, 금형(die) 숄더 R5mm 및 다양한 주름 압착 압력(wrinkle suppressing pressure)을 사용하여 길이 270mm×폭 50mm×판 두께의 모자 형상으로 성형된 스트립(strip) 형상 시편을 이용하여서 벽 부위의 휨(warping) 정도를 곡률 반지름 ρ(mm)로 측정한 후 그 역수 1000/ρ를 구함으로써 형상 동결성을 평가했다. 1000/ρ 값이 작을수록 형상 동결성이 양호하다.

r-값, 연성의 이방성 및 YR이 JIS 제5호 인장 시편을 사용하여 측정되었다. 또한 X선은, 강판의 대표 수치로서 판 두께의 7/16 위치에 판면에 평행한 샘플을 제조함으로써 측정하였다.

표 6 및 표 7에서, No.2, 5, 7, 9~11, 13, 15, 17, 18 및 21~23은 모두 열연 조건 및/또는 성분이 본 발명 범위 밖이며, 따라서 연성의 이방성이 크고, 몇 경우에는 형상 동결성도 충분하지 않으며, YR도 만족되지 않고, 그 결과로 형상 동결성과 낮은 이방성을 가진 고강도 강판이 얻어지지 않았다.

그 외에 표시된, 본 발명 범위 내의 화학 성분을 가지는 강을 본 발명 범위 내의 열연 조건에 의해 제조한 경우에는 양호한 연성 이방성과 형상 동결성 및 YR이 확보되었음을 알 수 있다.

상기 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 스프링 백이 거의 없고 형상 동결성이 우수하며 동시에 이방성이 거의 없이 압력 성형성을 가지는 박강판을 제공하는 것이 가능해지고, 종래에는 형상 불량 문제로 인해 고강도 강판의 적용이 어려웠던 부품에도 고강도 강판을 사용하는 것이 가능해지며, 동시에 자동차의 안정성과 경량화를 모두 달성하는 것이 가능해지고, CO₂ 배출 감소와 같은 환경 및 사회의 요청에 응하는 자동차 제조에 크게 기여할 수 있게 된다. 따라서, 본 발명은 공업적으로 극히 높은 가치를 가지는 발명이다.

Claims

형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판에 있어서,

페라이트 또는 베이나이트가 부피 분율 측면에서 최대 상이고, 강판 두께의 적어도 1/2에서는,

(ⅰ) {100}<011> ~ {223}<110> 방위군의 X선 랜덤 강도비의 평균 수치가 2.5 이상이고,

(ⅱ) {554}<225>, {111}<112>, {111}<110>의 세 방위의 X선 랜덤 강도비의 평균 수치가 3.5 이하이고,

(ⅲ) {100}<011>의 X선 랜덤 강도비가 {211}<011>의 X선 랜덤 강도비보다 더 크고,

(ⅳ) {100}<011>의 X선 랜덤 강도비가 2.5 이상인, 조건 모두를 만족하며,

압연 방향에서의 r-값 및 압연 방향에 수직인 방향에서의 r-값 중 적어도 하나는 0.7 이하이고,

균일 연신 이방성 ΔuE1은 4% 이하이고, 국부 연신 이방성 ΔLE1은 2% 이상이며, ΔuE1은 ΔLE1 보다 작거나 같은 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.

여기서,

ΔuE1 = {│uE1(L)-uE1(45°)│+│uE1(C)-uE1(45°)│}/2,

ΔLE1 = {│LE1(L)-LE1(45°)│+│LE1(C)-LE1(45°)│}/2,

uE1(L): 압연 방향에서의 균일 연신,

uE1(C): 가로 방향에서의 균일 연신,

uE1(45°): 45° 방향에서의 균일 연신,

LE1(L): 압연 방향에서의 국부 연신,

LE1(C): 가로 방향에서의 국부 연신,

LE1(45°): 45° 방향에서의 국부 연신.
제1항에 있어서,

직경 0.2μm 이상의 철 탄화물의 점유율이 0.3% 이하인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,

시효 지수, A.I.가 8MPa 이상인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서, 중량 %로,

C: 0.01% ~ 0.2%,

Si: 0.001% ~ 2.5%,

Mn: 0.01% ~ 2.5%,

P: 0.2% 이하,

S: 0.03% 이하,

Al: 0.01% ~ 2%,

N: 0.01% 이하,

O: 0.01% 이하이고,

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제4항에 있어서,

Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 적어도 한 종류 이상의 성분을 중량 %로 총 0.001% ~ 0.8% 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제4항 또는 제5항에 있어서,

중량 %로,

B: 0.01% 이하,

Mo: 1% 이하,

Cr: 1% 이하,

Cu: 2% 이하,

Ni: 1% 이하,

Sn: 0.2% 이하,

Co: 2% 이하,

Ca: 0.0005% ~ 0.005%,

Rem: 0.001% ~ 0.05%,

Mg: 0.0001% ~ 0.05%,

Ta: 0.0001% ~ 0.05%인 성분들 중에서

적어도 한 종류 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제1항에 있어서,

중량 %로 0.02% ~ 0.3%의 C를 포함하고,

중량 %로,

Mn: 0.05% ~ 3%,

Ni: 3% 이하,

Cr: 3% 이하,

Cu: 3% 이하,

Mo: 1% 이하,

Co: 3% 이하,

Sn: 0.2% 이하인 성분들로 구성되는 그룹에서 선택된

적어도 한 종류 이상의 성분을 중량 %로 총 0.1% ~ 3.5% 포함하며,

중량 %로, 3% 이하의 Si와 3% 이하의 Al 중 적어도 한 종류 이상을 총 0.02% ~ 3% 포함하며,

잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이고, 복합상 조직을 가지며, 페라이트 또는 베이나이트는 체적 분율 측면에서 최대 상이고, 마르텐사이트의 체적 분율은 1% ~ 25%인 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제7항에 있어서,

Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 적어도 하나 이상의 성분을 중량 %로 총 0.001% ~ 0.8% 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제7항 또는 제8항에 있어서,

중량 %로,

P: 0.2% 이하,

B: 0.01% 이하,

Ca: 0.0005% ~ 0.005%,

Rem: 0.001% ~ 0.02%인 성분들로 구성되는 그룹에서 선택된

적어도 한 종류 이상의 성분을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제4항 또는 제5항에 있어서,

상기 강판은 도금된 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제7항 또는 제8항에 있어서,

상기 강판은 도금된 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판.
제4항 또는 제5항의 조성을 갖는 주조 슬래브를 주조된 상태에서 혹은 일단 냉각하여서 1000℃ ~ 1300℃의 온도 범위로 재가열하여 Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃에서 총 25% 이상의 압하율로 열연하는 단계와,

열연 강판을 냉각하는 단계와,

아래 수식 (5)에 나타난 강판의 화학 성분에 따라 결정된 임계 온도, T_o 보다 낮은 온도에서 400℃ ~ 700℃의 온도로 권취(coiling)하는 단계를 포함하며,

상기 열연 단계의 최종 열연 개시 온도, TFS와 최종 열연 종료 온도, TFE는 아래 수식 (1) ~ (4)를 동시에 만족하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

TFE ≥ Ar₃ …(1)

TFE ≥ 800℃ …(1')

TFS ≤ 1100℃ …(2)

20℃ ≤ TFS-TFE ≤ 120℃ …(4)

T_o = -650.4 × {C% / (1.82×C% - 0.001)} + B …(5)

여기서 B는 중량 %로 표현된 강의 조성으로부터 구해지는데,

B = -50.6 × Mneq + 894.3

Mneq = Mn% + 0.24×Ni% + 0.13×Si% + 0.38×Mo% + 0.55×Cr%

+ 0.16×Cu% - 0.50×Al% - 0.45×Co% + 0.90×V%

Ar₃ = 901 - 325×C% + 33×Si% + 287×P% + 40×Al% - 92×(Mn%+Mo%+Cu%)

- 46×(Cr%+Ni%)
제12항에 있어서,

Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃ 온도 범위의 열연에서 적어도 하나의 패스에서 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 추가로 제어하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.
제12항의 방법에 의해 제조된 열연 강판에 0.1% ~ 5%의 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.
제7항 또는 제8항의 조성을 갖는 주조 슬래브를 주조된 상태에서 혹은 일단 냉각하여서 1000℃ ~ 1300℃의 온도 범위로 재가열하여 Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃에서 총 25% 이상의 압하율로 열연하는 단계와,

열연 강판을 냉각하는 단계와,

400℃ 이하의 온도와 아래 관계식 (5)에 나타난 강의 화학 성분에 의해 결정되는 임계 온도 T_o 이하의 온도에서 권취하는 단계를 포함하며,

상기 열연 단계의 최종 열연 개시 온도, TFS와 최종 열연 종료 온도, TFE 및 계산된 잔류 변형률 Δε은 아래 관계식 (1) ~ (4)를 동시에 만족하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.

TFE ≥ Ar₃ (℃) …(1)

TFS ≤ 1100℃ …(2)

Δε ≥ (TFS - TFE) / 375 …(3)

20℃ ≤ (TFS-TFE) ≤ 120℃ …(4)

T_o = -650.4 × {C% / (1.82×C% -0.001)} + B …(5)

여기서 B는 중량 %로 표현된 강의 조성으로부터 구해지는데,

B = -50.6 × Mneq + 894.3

Mneq = Mn% + 0.24×Ni% + 0.13×Si% + 0.38×Mo% + 0.55×Cr%

+ 0.16×Cu% - 0.50×Al% - 0.45×Co% + 0.90×V%

Ar₃ = 901 - 325×C% + 33×Si% + 287×P% + 40×Al% - 92×(Mn%+Mo%+Cu%)

- 46×(Cr%+Ni%)

Δε은 압연에 있어 최종 압연의 n 단계의 각 지점마다 주어진 변형률 당량, ε_i(i는 1 내지 n)와, 각 지점들간의 시간, ti(초)(i는 1 내지 n-1)와, 최종 지점으로부터 냉각 개시까지의 시간, tn(초)과, 각 지점에서의 압연 온도, Ti(K) (i는 1 내지 n) 및 상수, R=1.987로부터 구해진다.

ε = Δε1 + Δε2 + … + Δεn

여기서, Δεi = εi × exp{-(ti*/τn)^2/3}

τn = 8.46×10^-9 × exp{43800/R/Ti}

ti* = τn × (ti/τi + t(i+1)/τ(i+1) + … + tn/τn}
제15항에 있어서,

Ar₃℃ ~ (Ar₃+150)℃ 온도 범위의 열연에서 적어도 하나의 패스에서 마찰 계수가 0.2 이하가 되도록 추가로 제어하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.
제15항의 방법에 의해 제조된 열연 강판에 0.1% ~ 5%의 스킨 패스 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 형상 동결성이 우수한 고강도 열연 강판 제조 방법.