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KR20250010953A - 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20250010953A
KR20250010953A KR1020230091230A KR20230091230A KR20250010953A KR 20250010953 A KR20250010953 A KR 20250010953A KR 1020230091230 A KR1020230091230 A KR 1020230091230A KR 20230091230 A KR20230091230 A KR 20230091230A KR 20250010953 A KR20250010953 A KR 20250010953A
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KR
South Korea
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steel plate
steel
present
less
heating
Prior art date
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Pending
Application number
KR1020230091230A
Other languages
English (en)
Inventor
김성일
이일철
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to PCT/KR2023/021149 priority patent/WO2025014011A1/ko
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Abstract

본 발명의 강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Sb: 0.005~0.1%, Sn: 0.005~0.1%, As: 0.005~0.1% 중 1종 이상, Cu: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.2%, Mo: 0.01~0.3%, B: 0.001~0.005% 중 1종 이상, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.05% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10 이하이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 40~100이며, 미세조직은 면적%로, 3% 미만의 페라이트를 포함하고, 잔부 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하며, 90° 굽힘 성형성(R/t)이 4.0 이하이며, 90° 굽힘 성형 후 충돌시험 시, 균열이 발생하는 온도가 -20℃ 이하일 수 있다.
[관계식 1]
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)

Description

강판 및 그 제조방법 {STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 굽힘 성형부 내충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 마르텐사이트 계열의 미세조직을 주로 활용하여 높은 강도와 내구성 및 내충돌성을 갖도록 제조하는 초고강도 열연강판은 롤포밍, 굴곡성형 등의 공정으로 비교적 단순한 형상의 부품을 제조하더라도 초기 열연강판의 연성이 부족하거나 불균일한 미세조직과 합금성분의 편석 등으로 인해 성형품의 내충돌성이 열위한 문제가 있다. 특히, 다양한 외부환경에 노출되는 자동차의 충돌 시, 안전성을 확보하기 위해서는 상온 이하의 온도역에서도 내충돌성이 확보되어야 하나, 이에 대한 기술적 극복 방안이 부족하며, 단지, 굽힘 성형부의 부족을 극복하기 위하여 다음의 기술이 제안되었다.
특허문헌 1에서는 강의 합금성분 중 C, Si, Mn 등을 주요하게 제어하고, 열간압연 시에 오스테나이트 미재결정역 온도에서의 압연을 최소화하여 구오스테나이트 입자의 종횡비를 작게 하면서, 동시에 이방성을 강화하는 집합조직을 억제하는 방법으로 굽힘성을 높이고자 하였다. 그러나, 특허문헌 1은 고온 압연을 필수적으로 실시해야만 하고, 제어가 어려운 강의 집합조직을 제어해야 하는 기술이다. 따라서, 제조공정상 어려움이 있고, 두께 표층부에 주로 형성되는 마르텐사이트 외에 중심부에 베이나이트가 주상으로 포함됨에 따라, 균일한 재질을 확보하기 어렵고 굽힘 가공성이 부족하다는 단점이 있다. 또한, 굽힘 성형 후 내충돌성에 대한 검토는 부재이다.
특허문헌 2는 표층부가 중심부에 비해 지나치게 연한 조직인 페라이트와 펄라이트로 구성됨에 따라 낮은 강도를 가지게 되며, 굽힘 가공 시, 표층부에 변형이 집중되는 단점이 있다. 따라서, 굽힘 성형성은 양호할 수 있으나, 성형부의 내충돌 시, 변형이 집중된 표층부에서 균열이 발생하기 쉬워지므로 저온에서의 내충돌성이 열위할 수 있다.
특허문헌 3은 높은 강도와 우수한 성형성을 동시에 확보하기 위하여 연질상인 페라이트를 5% 이상 포함하며, 경질상인 마르텐사이트, 오토템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트 등이 포함되는 복합조직을 가지는 고강도강에 관한 것이다. 주로 냉연제품을 대상으로 하는 제조기술로, 연질상과 경질상이 동시에 존재하므로 높은 항복강도를 가지는 강재를 제조하기에 어려움이 있다.
상기와 같은 초고강도 강을 제조하기 위하여 주로 활용하는 Si, Mn, Mo, Cr, Cu, Ni 등의 합금성분은 경화능을 높이므로 강도를 향상시키는데 효과적이지만, 합금성분이 많이 첨가되면 합금성분의 편석과 미세조직의 불균일을 초래하여 굽힘 가공성이 열위하게 된다. 특히, 경화능이 높은 강은 냉각 시, 미세조직의 변화가 민감하여 저온 변태조직이 불균일하게 형성되므로 더욱 높은 굽힘 가공성 및 내충돌성을 얻기 곤란한 문제가 있다.
또한, 상기의 합금성분이 과다하게 첨가되면 열간 변형 저항을 증가시키며, Ti 및 Nb 등이 함께 첨가된 경우에는 열간압연 중 동적 변형 유기 석출에 의한 변형저항의 급격한 변화로 압연판의 형상품질이 열위하게 되며, 미세조직이 불균일해지고 결국 최종 부품의 물성도 열위하게 된다.
일본 공개특허공보 제2013-117068호 한국 공개특허공보 제10-2021-0088646호 한국 등록특허공보 제10-1225321호
본 발명의 일실시예에 따르면 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 굽힘 성형부 내충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일실시예에 따르면 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Sb: 0.005~0.1%, Sn: 0.005~0.1%, As: 0.005~0.1% 중 1종 이상, Cu: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.2%, Mo: 0.01~0.3%, B: 0.001~0.005% 중 1종 이상, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.05% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10 이하이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 40~100이며,
미세조직은 면적%로, 3% 미만의 페라이트를 포함하고, 잔부 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하며,
90° 굽힘 성형성(R/t)이 4.0 이하이며, 90° 굽힘 성형 후 충돌시험 시, 균열이 발생하는 온도가 -20℃ 이하인 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
상기 관계식 1에서 정의되는 A 값은 0 이상일 수 있다.
상기 강판의 미세조직은 면적%로, 베이나이트와 마르텐사이트를 합으로 97% 이상 포함할 수 있다.
상기 미세조직은 면적%로, 마르텐사이트를 50% 이상 포함할 수 있다.
상기 강판은 인장강도가 1400MPa 이상이고, 항복비가 0.75 이상일 수 있다.
상기 강판 표면에서 붉은색 스케일에 기인한 결함의 면적분율이 30% 미만일 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Sb: 0.005~0.1%, Sn: 0.005~0.1%, As: 0.005~0.1% 중 1종 이상, Cu: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.2%, Mo: 0.01~0.3%, B: 0.001~0.005% 중 1종 이상, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.05% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10 이하이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 40~100인 강 슬라브를 하기 관계식 3에서 정의되는 X 값이 1.0~10.0을 만족하는 1차 가열 온도범위로 1차 가열하는 단계;
상기 1차 가열된 강 슬라브를 2차 가열하는 단계;
상기 2차 가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 300~400℃의 온도범위까지 50~100℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃의 온도범위까지 1~30℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각 후 권취하는 단계;를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 3]
X = 160ⅹAⅹExp(-37,000/(8.314ⅹ(273+Tp)))
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이고, Tp는 1차 가열온도이다.)
상기 1차 가열 단계는 800~1000℃의 온도범위로 행할 수 있다.
상기 1차 가열 단계는 유지시간이 30~90분일 수 있다.
상기 2차 가열 단계는 1100~1350℃의 온도범위로 행하고,
상기 열간압연 단계는 800~1150℃의 온도범위로 행할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 굽힘 성형부 내충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르면 승용차 및 상용차의 샤시부품, 특히, 내충돌성이 요구되는 범퍼빔, 후부 안전판(URPD, Under Run Protection Device), 프레임, 크로스 맴버 등 롤포밍 또는 굴곡성형으로 제조되는 부품에 사용될 수 있는 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따르는 발명예 및 비교예의 관계식 1과 관계식 2의 분포도를 나타낸 것이다.
도 2의 (a) 및 (b)는 각각 본 발명의 일실시에에 따르는 발명예 6과 비교예 2의 표면 사진을 나타낸 것이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여, 다양한 성분 및 미세조직이 서로 다른 초고강도 열연 강재들에 대해, 성분 및 미세조직의 특징에 따른 굽힘 성형성과 굽힘 성형 시편의 내충돌성을 조사하였다. 특히, 강 중 편석이 용이한 합금성분과 경화능이 높은 합금성분에 대한 굽힘 성형성과 내충돌특성 및 표면부 붉은색 스케일 결함의 의존성을 조사하였다. 그 결과로부터 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Sb: 0.005~0.1%, Sn: 0.005~0.1%, As: 0.005~0.1% 중 1종 이상, Cu: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.2%, Mo: 0.01~0.3%, B: 0.001~0.005% 중 1종 이상, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.05% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.1~0.3%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 각 구성상의 강도 및 연성 등 물성에 큰 영향을 미칠 수 있다. 그 첨가량이 증가하면 경화능이 증가하여 미세조직 중 베이나이트, 마르텐사이트 등의 경질상의 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 상기 탄소(C)의 함량이 0.1% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어려울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.15% 이상 포함할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.3%를 초과하면 베이나이트, 마르텐사이트 등을 비롯하여 각 상의 분율이 증가하고, 경도 값 또한 증가하여 과도한 강도 상승이 발생하며 연신율 및 성형성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 목표하는 수준의 강도와 성형성을 안정적으로 확보하기 위해서 그 상한을 0.25%로 제한할 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~0.5%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물의 형성을 지연시키고, 페라이트 생성을 촉진해 강의 연성을 향상시키는데 효과적이다. 실리콘(Si)의 함량이 0.01% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어려울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 하한은 0.03%일 수 있다. 그러나, 실리콘(Si)의 함량이 0.5%를 초과하면 열간압연 시, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 심하게 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 심한 붉은색 스케일 결함에 의해 형성되는 국부적인 표면조도 차이에 기안하여 굽힘 성형성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 0.4%일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 0.3%일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 0.2%일 수 있다.
망간(Mn): 0.5~1.5%
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 시, 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 망간(Mn)의 함량이 0.5% 미만이면, 첨가에 따른 상기 효과를 얻기 어렵다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 하한은 0.6%일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 하한은 0.8%일 수 있다. 반면, 그 함량이 1.5%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 베이나이트 및 마르텐사이트를 비롯하여 각 상의 분율과 상의 경도 값이 증가하여 과도한 강도 상승과 성형성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조 시, 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각 시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 성형성이 열위할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 1.4%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 변태 촉진 효과를 가지고 있다. 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.015% 이상으로 첨가할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조 시, 슬라브에 코너 크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉬울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 0.08%일 수 있다.
인(P): 0.01~0.05%
인(P)은 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가진다. 본 발명에서는 인(P) 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 0.01% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며, 강도를 얻기에도 불충분 할 수 있다. 반면, 그 함량이 0.05%를 초과하면 입계 편석에 의한 취성이 발생하며, 성형 시, 균열이 발생하기 쉽고 연성과 성형성을 크게 악화시킬 수 있다.
황(S): 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 과도하게 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공 시, 미세한 균열이 발생하기 쉽고 굽힘 성형성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있을 수 있다. 본 발명에서 황(S) 함량의 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어질 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 황(S) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, 경화능 원소이다. Ti, Al 등과 함께 조대한 질화물을 형성할 수 있다. 일반적으로, 질소(N)의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 질소(N)의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 반면, 질소(N) 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어질 수 있다.
안티몬(Sb): 0.005~0.1%, 주석(Sn): 0.005~0.1%, 비소(As): 0.005~0.1% 중 1종 이상
안티몬(Sb), 주석(Sn) 및 비소(As)는 강 중 불가피하게 함유될 수 있으며, 적정한 수준으로 함유되어 고용상태로 존재할 때 고용강화로 인해 강의 강도를 향상시키는 효과가 있다. 또한, 표면에 주로 농화되는 특징이 있어 붉은색 스케일(Fayalite, Fe2SiO4)의 형성을 억제하는 효과가 있다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 상기 안티몬(Sb), 주석(Sn) 및 비소(As) 각각의 함량에 있어서 0.005% 이상일 수 있다. 본 발명의 일실시예로는 각각 함량의 하한이 0.01%일 수 있다. 또한, 본 발명의 일실시예로는 각각 함량의 하한이 0.03%일 수 있다. 하지만, 상기의 원소들은 결정립계와 표면층에 편석하기 쉬운 원소로서, 과도하게 함유하면 강의 연성이 열위할 수 있으며, 표면에 불균일한 스케일에 기인한 결함이 발생할 수 있다. 즉, 상기 원소들이 과다하게 첨가될 경우, 본 발명에서 해결하고자 하는 초고강도강의 굽힘 성형성 및 내충돌성 확보에 있어서 상기 원소들은 해로울 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기의 안티몬(Sb), 주석(Sn) 및 비소(As) 각각의 함량에 있어서 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 원소 중 1종 이상을 함유시킬 수 있다. 본 발명에서는 상기 안티몬(Sb), 주석(Sn) 및 비소(As) 이외의 희토류 금속(REM, Rare-Earth Metal) 원소인 W, Ta, Zr, Y, La, Ce 등은 특별히 첨가하여 사용하지 않으나 이들 합금원소들은 과잉 첨가되면 개재물이 형성될 수 있으므로 그 함량의 합을 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
구리(Cu): 0.01~0.3%, 크롬(Cr): 0.01~0.5%, 니켈(Ni): 0.01~0.2%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.3%, 보론(B): 0.001~0.005% 중 1종 이상
구리(Cu), 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 및 보론(B)은 모두 강의 경화능을 향상시키는 작용을 할 수 있다. 또한, 니켈(Ni)은 구리(Cu)를 함유할 경우, 구리(Cu)에 의한 슬라브의 입계 균열을 효과적으로 억제하는 작용을 할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 성분 중 1종 이상을 함유시킬 수 있다.
상기 구리(Cu)는 상술한 바와 같이, 강의 경화능을 향상시키는 작용을 하므로 그 효과를 확실하게 보기위해서 0.01% 이상 함유할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 0.05% 이상으로 하는 것이 보다 효과적일 수 있다. 한편, 구리(Cu)는 상술한 바와 같이 과도하게 함유되면 슬라브의 입계 균열이 발생할 수 있으므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한할 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며, 냉각 시, 페라이트 상변태를 지연시켜 베이나이트와 마르텐사이트 형성을 돕는 역할을 할 수 있다. 한편, 그 함량이 0.01% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻기 어려울 수 있다. 반면, 크롬(Cr) 함량이 0.5%를 초과하면 경도가 높은 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 연신율이 열위해질 수 있다. 또한, Mn과 유사하게 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 성형성이 열위할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한을 0.3%로 제한할 수 있다.
상기 니켈(Ni)은 강의 경화능 향상에 효과적이고, Cu를 함유한 경우 Cu의 슬라브 입계 균열을 억제하는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위하여 니켈(Ni)을 0.01% 이상 함유할 수 있다. 반면, 상기 니켈(Ni)은 고가의 원소이므로 과도하게 함유 시, 경제적으로 바람직하지 않을 수 있으므로, 그 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 증가시켜 베이나이트와 마르텐사이트 형성을 용이하게 할 수 있다. 한편, 그 함량이 0.01% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없다. 반면, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.3%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 마르텐사이트 상분율 및 상의 경도 값이 과도하게 증가하여 성형성이 급격히 열위해질 수 있다. 또한, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해로울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 몰리브덴(Mo)의 상한은 0.2%일 수 있다.
상기 보론(B)은 강 중 고용상태로 존재할 경우, 결정립계를 안정시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있다. 고용질소와 함께 BN을 형성하므로 AlN 및 TiN 등의 조대한 질화물 형성을 억제할 수 있다. 보론(B)의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 0.005%를 초과하면 그 효과가 더 이상 증가하지 않으며 연성이 감소하고 열간압연 중 재결정 거동을 지연시키며 압연 중 압연부하가 크게 증가하는 문제가 있을 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05% 중 1종 이상
니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)은 대표적인 석출강화 원소로서, C, N과 함께 강 중 석출물을 형성하여 강의 강도를 증가시키는데 기여할 수 있다. 또한, 결정립계의 이동을 억제하므로 슬라브 재가열 시, 결정립의 성장을 억제하고 열연 중 재결정을 지연시키므로 미세하고 균일한 미세조직 형성에 효과적이다. 본 발명에서는 상기 효과를 얻기 위하여 상기 성분 중 1종 이상을 함유할 수 있다.
상기 니오븀(Nb)은 결정립 미세화 효과가 커서 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 0.03%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합 석출물의 형성으로 성형성을 열위하게 하는 문제점이 있을 수 있다.
상기 티타늄(Ti)은 N와의 강한 친화력으로 강 중 조대한 TiN을 형성한다. 따라서, B을 함유하는 경우, BN의 형성을 억제할 수 있어서 B을 고용상태로 유지하는데 효과적일 수 있다. 또한, N과 반응하고 남은 티타늄(Ti)이 강 중에 C와 결합함으로써 미세한 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 0.05%를초과하면 조대한 TiN의 발생으로 성형성을 열위하게 하는 문제점이 있을 수 있다.
본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10 이하일 수 있다.
[관계식 1]
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
본 발명은 우수한 강도를 가지는 강재를 제공하고자 하는 것으로, 특히, 부품으로 제조된 후 외부에서 주어지는 충돌에 대하여 저항성이 우수한 강재를 제공하고자 하는 것이다. 따라서, 이와 같은 물성을 확보하기 위해서 강재의 성분 및 미세조직의 균일성이 중요하며, 이들의 관계는 서로 연관성이 있음을 확인하였다.
상기 본 발명의 관계식 1은 성분의 균일성과 관련된 것으로, 성분의 균일성 확보는 국부적으로 미세조직의 형성에도 영향을 미치게 된다.
상기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10을 초과하면 강판의 미세조직 중 결정립계와 강판 표층부에 상기 합금원소 Cu, Sb, As 및 Sn의 편석량이 과도하여 표면결함을 형성하며, 결정립계가 취약하게 되어, 강의 연성 및 성형성을 열위하게 할 수 있다. 또한, Cu 및 Ni은 강의 경화능을 크게 증가시키는 원소이며, Sb, As 및 Sn은 강을 고용강화 시킬 수 있어 경질상인 마르텐사이트 및 베이나이트 분율이 국부적으로 증가되어, 성형성 및 충돌 저항성이 열위할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 A 값이 5 이하일 수 있다. 본 발명에서 상기 A 값의 하한은 특별히 한정하지는 않으나, 0 미만이면 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 과도하게 형성되어 강판 표면품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 심한 붉은색 스케일 결함에 의해 형성되는 국부적인 표면 조도 차이에 기인하여 굽힘 성형성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 따라서, 본 발명의 일실시예에 따르면 A 값은 0 이상일 수 있다. 본 발명의 일실시예 따르면 A 값은 1 이상일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 상기 관계식 1에 언급된 합금원소 중 첨가되지 않은 원소일 경우, 0을 대입할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 40~100일 수 있다.
[관계식 2]
T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
본 발명에서 제안하는 미세조직 중 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 적정 수준으로 유지해야 목표로 하는 인장강도를 확보할 수 있다. 이에, 본 발명에서는 경질상의 형성을 용이하게 하는 합금원소를 조합하여 관계식 2를 도출하였다. 관계식 2에서 정의되는 T 값이 증가할수록 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성이 증가하며 각각의 경질상의 경도 값 또한 증가할 수 있다. 따라서, 상기 T 값이 클수록 강도 확보에 유리할 수 있다. 한편, 상기 T 값이 40 미만이면 본 발명에서 제안하는 강의 강도를 확보하기에 어려움이 있다. 본 발명에서는 상기 T 값의 하한을 40으로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 하한은 50일 수 있다. 한편, 그 값이 과도하게 클 경우, 강의 연성이 감소하고 외부에서 충돌 등의 외력이 가해졌을 때 강 중 일부 포함될 수 있는 불균일한 미세조직, 개재물 및 조대한 탄질화물 등을 기점으로 균열이 발생하기 쉽고, 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 재질편차가 증가하게 되는 문제점이 있을 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 T 값의 상한을 100으로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한은 80일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 상기 관계식 2에 언급된 합금원소 중 첨가되지 않은 원소일 경우, 0을 대입할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판의 미세조직은 면적%로, 베이나이트와 마르텐사이트를 합으로 97% 이상 포함하고, 기타 조직으로 페라이트를 3% 미만 포함할 수 있다.
본 발명에서는 상기 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트의 각각의 면적분율은 특별히 한정하지 않으나, 마르텐사이트의 면적분율이 증가할수록 강도가 증가하므로 본 발명에서는 그 하한을 50%로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 마르텐사이트 분율은 70% 이상일 수 있다.
또한, 상기 미세조직 중 상대적으로 연질상인 페라이트가 3% 이상 포함될 경우, 항복강도가 감소하거나 굽힘 성형 시, 굽힘부에 불균일한 변형을 초래할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 페라이트는 0%를 포함할 수 있다.
본 발명에서는 미세한 탄화물을 포함하는 템퍼드 마르텐사이트를 마르텐사이트로 간주하였다. 그 외 기타 불가피한 조직으로 MA (Martensite and Austenite)와 잔류 오스테나이트가 형성될 수 있으나 그 상한은 2%로 제한할 수 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 인장강도가 1400MPa 이상이고, 항복비가 0.75 이상이며, 90° 굽힘 성형성(R/t)이 4.0 이하이고, 90° 굽힘 성형 후 충돌시험 시, 균열이 발생하는 온도가 -20℃ 이하일 수 있다. 여기서, r은 굽힘 반경이고, t는 강판의 두께(mm)이다. 또한, 강판 표면에서 붉은색 스케일에 기인한 결함의 면적분율이 30% 미만일 수 있다. 붉은색 스케일에 기인한 표면의 결함의 면적분율은 광학계 표면결함 분석(SDD, Surface Defect Detector) 시스템으로 확인된 이미지를 기준으로 결함의 면적을 관찰면적으로 나누어 산출할 수 있다. 상기 붉은색 스케일에 기인한 표면 결함이 압연방향으로 줄무늬 형태로 발생하는 특징이 있음을 고려할 때 압연판재에 압연방향에 수직한 직선을 긋고 결함이 차지하는 길이를 직접 측정하여 압연판재의 폭에 대한 비율로 구할 수도 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1차 가열, 2차 가열, 열간압연, 1차 냉각, 2차 냉각 및 권취하여 제조할 수 있다.
1차 가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 하기 관계식 3에서 정의되는 X 값이 1.0~10.0을 만족하는 1차 가열 온도범위로 1차 가열할 수 있다.
[관계식 3]
X = 160ⅹAⅹExp(-37,000/(8.314ⅹ(273+Tp)))
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이고, Tp는 1차 가열온도이다.)
상기 관계식 3에서 정의되는 X 값이 10을 초과하면 슬라브의 재가열 중 표층부에 편석량이 증가하여 표면결함을 형성하거나 결정립계에도 편석되어 강의 연성 및 성형성을 열위하게 할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 X 값의 상한을 10.0으로 제한할 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 그 상한 값을 7.0으로 제한할 수 있다. 한편, X 값이 1.0 미만이면 강판 표면에 붉은색 스케일에 기인한 표면결함이 증가할 우려가 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 상기 관계식 2에 언급된 합금원소 중 첨가되지 않은 원소일 경우, 0을 대입할 수 있다.
한편, 관계식 3의 1차 가열온도(Tp)가 증가할수록 X 값이 증가하게 되어 상기 문제점을 유발할 수도 있다. 이와 같이, 강 중 과잉되게 함유될 때 유발되는 편석은 강의 슬라브 가열방법에 따라 그 정도의 차이가 발생할 수 있다. 이는 상기의 합금원소들의 고용도 및 확산속도가 특정한 온도 이상에서 급격히 변화하기 때문에, 본 발명에서는 재가열 공정 시, 1차 및 2차 가열 단계로 나누었으며, 관계식 3을 기반하여 제어할 수 있도록 하였다.
특히, 가열로에 장입되어 가열되는 슬라브의 재가열 과정에서 열전달은 표층부에서 심층부로 진행되며 강은 페라이트에서 오스테나이트로 상변태가 일어난다. 따라서, 슬라브의 온도는 표층부에서 가장 높은 특징을 보이며 이로 인해 표층부에서 상기 합금원소들의 편석이 더 용이하게 발생할 수 있다. 하지만, 1차 및 2차 가열단계로 나누어서 가열하고, 1차 가열온도를 강의 상변태가 일어나는 온도 영역에서 단시간 유지한 후 2차 가열을 하면 강의 합금원소의 고용 및 확산이 급격히 일어나는 것을 억제할 수 있다. 따라서, 상기 합금원소들의 표층부에서의 과도한 편석도 억제할 수 있다.
본 발명에서는 1차 가열 시, 유지시간은 특별히 한정하지 않으나, 30분 이상일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 유지시간은 90분 이하일 수 있다. 유지시간이 30분 미만에서는 상기의 효과가 미흡할 수 있다. 반면, 유지시간이 90분을 초과하면 그 효과가 더 이상 증가하지 않으며 경제적으로도 불리할 수 있다.
1차 가열 시, 가열온도(Tp)는 합금원소의 영향이 함께 반영된 관계식 3에 의해 한정되므로 특별히 그 하한과 상한을 한정할 필요는 없지만 페라이트-오스테나이트 상변태 전과 후에 강 중 합금원소의 고용도가 크게 변화하므로 승온 중 강의 상변태 개시온도와 종료온도인 A1과 A3 온도를 1차 가열온도의 하한 및 상한으로 하는 것이 바람직하다. 1차 가열 시, A1 온도에 미달되는 온도에서 유지하면 2차 가열 시 강의 상변태가 일어나므로 슬라브 코너 및 표층부에서의 합금성분의 편석을 억제하기 곤란할 수 있다. 반면, 1차 가열 시, A3 온도를 초과하여 유지하면 이미 슬라브 코너 및 표층부에 형성된 합금성분의 편석이 2차 가열 시 더 악화될 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 1차 가열 시, 가열온도(Tp)의 하한은 800℃일 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 1차 가열 시, 가열온도(Tp)의 상한은 1000℃일 수 있다.
2차 가열
상기 1차 가열된 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위로 2차 가열할 수 있다.
2차 가열 시, 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고, 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 슬라브의 숙열이 충분하지 않아 열간압연 시, 강판의 온도를 일정하게 제어하기 곤란할 수 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 성장에 의하여 강도가 저하될 수 있다.
열간압연
상기 2차 가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위로 열간압연할 수 있다.
열간압연 시, 온도가 1150℃를 초과하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해질 수 있다. 반면, 그 온도가 800℃ 미만이면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성 또한 나빠질 우려가 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면, 가열 및 열간압연 공정의 조건을 특별히 한정하지 않으나, 연속주조 및 열연공정이 직결화된 프로세스에서 행할 수 있다.
1차 냉각
상기 열간압연된 강판을 300~400℃의 온도범위까지 50~100℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각할 수 있다.
1차 냉각 시, 평균 냉각속도가 50℃/s 미만이면 페라이트 분율이 지나치게 높아질 수 있어, 본 발명에서 목표하는 물성을 확보하기에 어려움이 있을 수 있다. 반면, 그 냉각속도가 100℃/s을 초과하면 강판 전체에 있어서 냉각속도를 균일하게 제어하기 어렵고, 형성되는 경질상의 경도 값의 편차가 발생하기 쉬워져 국부적으로 성형성이 열위해질 수 있다.
1차 냉각 시, 냉각종료온도가 400℃를 초과하면 베이나이트가 과다하게 형성되며, 특히, 상부 베이나이트가 증가하여 목표한 강도를 만족하기에 어려움이 있다. 반면, 그 온도가 300℃ 미만이면 경도 값이 높은 마르텐사이트가 크게 증가하여 성형성이 열위하게 되며, 강판의 형상 또한 불량해질 수 있다.
2차 냉각
상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃의 온도범위까지 1~30℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각 후 권취할 수 있다.
2차 냉각 시, 냉각종료온도가 200℃를 초과하면 경질상 중 마르텐사이트 분율이 감소하여 강도 확보가 어려울 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 냉각종료온도의 상한이 150℃일 수 있다. 반면, 그 온도가 50℃ 미만이면 마르텐사이트가 필요 이상으로 다량 형성되어 강의 연신율이 열위하게 되며, 냉각수가 잔류하여 강판이 부식되는 문제점이 있을 수 있다. 본 발명의 일실시예에 따르면 2차 냉각 시, 냉각종료온도의 하한이 70℃일 수 있다.
2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 30℃/s를 초과하면 경질상의 경도 값이 지나치게 높아져 연신율이 감소할 수 있다. 평균 냉각속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 냉각속도를 1℃/s 미만으로 제어하기 위해서는 냉각 zone의 설비 길이가 길어야 하고, 목표한 냉각종료온도로 제조하기 어려운 문제가 있다.
본 발명의 일실시예에 따르는 강판은 권취 후 산세처리 및 도유할 수 있다. 또한, 본 발명의 일실시예에 따르면 상기 산세처리 후 450~740℃의 온도범위로 가열 후, 용융아연도금을 행할 수 있다. 이때 도금욕은 중량%로, Mg: 0.01~30%, Al: 0.01~50% 및 잔부 Zn 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1에는 각 강종에 따른 성분 조성을 나타내었다.
강
종		 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Mo Nb Ti Cu Ni Sb As Sn Al P* S* N* B*
A 0.22 0.07 1 0.1 0.06 0.015 0.025 0.32 0.09 0.007 0.006 0.007 0.03 110 30 60 20
B 0.22 0.16 1.1 0.1 0.07 0.012 0.02 0.11 0.1 0.12 0.005 0.005 0.03 100 30 70 20
C 0.22 0.2 1.1 0.2 0.1 0.03 0.02 0.1 0.08 0.006 0.13 0.005 0.03 90 30 70 20
D 0.22 0.1 1.1 0.3 0.1 0.02 0.02 0.12 0.05 0.005 0.007 0.14 0.04 80 20 80 20
E 0.22 0.2 1.1 0.3 0.1 0.02 0.02 0.1 0.1 0.01 0.02 0.01 0.04 80 20 80 20
F 0.22 0.03 1.1 0.3 0.1 0.02 0.02 0.1 0.1 0.01 0.02 0.01 0.04 80 20 80 20
G 0.22 0.1 1.5 0.5 0.2 0.025 0.03 0.1 0.08 0.01 0.02 0.01 0.03 90 20 60 30
H 0.22 0.08 1 0.005 0.005 0.02 0.03 0.09 0.09 0.01 0.008 0.009 0.04 100 40 60 4
I 0.22 0.1 1.4 0.4 0.1 0.02 0.03 0.1 0.08 0.01 0.01 0.01 0.03 100 30 60 20
J 0.22 0.1 1 0.18 0.02 0.002 0.003 0.1 0.13 0.01 0.01 0.01 0.04 110 30 60 20
K 0.22 0.1 1 0.18 0.02 0.001 0.017 0.09 0.1 0.003 0.003 0.003 0.03 90 30 60 20
L 0.22 0.1 1 0.001 0.002 0.01 0.02 0.005 0.005 0.01 0.01 0.01 0.03 100 30 60 5
M 0.22 0.1 1 0.2 0.005 0.003 0.015 0.03 0.011 0.015 0.006 0.008 0.03 90 20 60 20
N 0.22 0.1 1 0.18 0.005 0.001 0.016 0.1 0.12 0.01 0.01 0.02 0.03 100 40 60 20
O 0.22 0.08 1.1 0.02 0.2 0.003 0.025 0.03 0.013 0.017 0.006 0.005 0.03 110 20 60 15
P 0.22 0.1 1.1 0.01 0.19 0.001 0.023 0.1 0.1 0.01 0.01 0.01 0.03 120 20 60 18
Q 0.23 0.08 1.1 0.01 0.13 0.003 0.02 0.03 0.012 0.013 0.006 0.005 0.04 100 30 60 20
R 0.23 0.1 1.1 0.01 0.14 0.002 0.021 0.09 0.09 0.02 0.008 0.007 0.03 100 20 60 19
S 0.22 0.08 1.1 0.15 0.2 0.001 0.025 0.04 0.015 0.012 0.006 0.005 0.03 110 20 60 20
T 0.22 0.1 1.1 0.15 0.21 0.01 0.025 0.1 0.1 0.01 0.006 0.022 0.03 110 20 60 20
* 단위는 ppm이다.
하기 표 2에는 상기 표 1에 나타낸 강종들에 대하여 관계식 1 및 2의 계산 결과를 나타내었다. 또한, 각 강종에 대하여 제조공정에 따르는 제조조건을 나타내었다. 표 2에 나타나지 않은 2차 가열 시, 가열온도(최종 재가열 온도)는 1200℃이며, 각 강종에 동일하게 적용하였다. 또한, 1차 가열 시, 유지시간은 30분으로 동일하게 적용하였으며, 열간압연 직후 모든 강종의 강판의 두께는 3.2mm로 일정하게 하였다.
시
편
번
호		 강
종		 합금조성 1차 가열 열간압연 1차 냉각 2차 냉각
관계식1 관계식2 관계식3 온도
(℃)		 종료
온도
(℃)		 평균
냉각
속도
(℃/s)		 종료
온도
(℃)		 평균
냉각
속도
(℃/s)
A 값 R* Ti* T 값 X 값 Tp
1 A 16.3 0.538 0.004 51.9 57.0 890 879 370 66 83 14
2 B 25.4 0.546 -0.004 54.5 64.3 800 887 382 64 65 21
3 C 18.6 0.546 -0.004 71.5 56.7 850 885 370 68 81 15
4 D 36.3 0.530 -0.007 77.5 91.8 800 862 350 65 85 18
5 E 3.0 0.530 -0.007 83.9 17.8 1080 845 342 63 65 17
6 F 3.0 0.530 -0.007 81.2 0.6 400 850 360 65 60 12
7 G 2.9 0.833 0.009 160.6 7.4 800 865 353 70 72 20
8 H 3.5 0.033 0.009 37.6 8.9 800 860 367 69 60 22
9 I 3.0 0.533 0.009 110.4 7.5 800 850 340 68 70 18
10 J 2.9 0.540 -0.018 50.0 7.4 800 865 340 65 80 20
11 K -1.9 0.546 -0.004 50.9 -5.3 820 879 350 70 78 15
12 L 3.4 0.093 -0.001 34.2 8.7 800 885 335 63 83 18
13 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 7.3 800 873 360 72 58 16
14 N 2.3 0.547 -0.005 49.8 6.4 830 888 385 60 62 19
15 O 3.3 0.388 0.004 58.7 9.0 820 887 354 75 56 22
16 P 1.9 0.480 0.002 57.9 5.5 830 885 336 69 70 16
17 Q 2.0 0.523 -0.001 48.5 9.2 980 892 375 65 68 25
18 R 2.9 0.512 0.000 53.2 8.1 830 892 367 82 81 19
19 S 2.2 0.538 0.004 73.3 7.9 900 874 385 62 92 25
20 T 3.5 0.538 0.004 81.7 8.7 830 891 389 64 83 18
21 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 873 453 58 80 15
22 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 866 230 75 75 14
23 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 866 320 108 106 18
24 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 872 382 20 95 18
25 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 884 345 60 37 55
26 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 890 380 62 265 25
27 M 2.9 0.548 -0.006 49.5 9.1 860 878 385 60 25 22
[관계식 1]
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
[관계식 3]
X = 160ⅹAⅹExp(-37,000/(8.314ⅹ(273+Tp)))
A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
Ti* = [Ti]-3.42[N]
(식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이고, Tp는 1차 가열온도이다.)
하기 표 3에는 각 시편의 미세조직 및 물성 특징을 나타내었다. 강 중에 형성된 미세조직으로, 페라이트(F), 베이나이트(B), 마르텐사이트(M)의 구분 및 면적분율의 측정은 후방산란전자회절(EBSD, Electron Back Scattered Diffraction, (JEOL JSM-7001F))와 2차전자주사현미경(SEM, Secondary Electron Microscopy)을 이용하였으며 3000~5000배율로 분석하였다. 이때, 미세조직은 강판 압연방향 단면의 두께 방향으로 1/4~1/2 지점에서 관찰하였으며, MA상 및 잔류 오스테나이트는 관찰되지 않았다. 일부 상세한 분석이 필요한 실시예에 대해서는 표층부에서부터 두께 방향으로 1/8 지점에서의 미세조직을 추가로 관찰하였다.
또한, 각 시편에 대하여 인장시험을 행하여 물성을 평가하고, 굽힘성 및 굽힘부 내충돌성을 평가하였다. 인장시험은 ASTM규격 시편을 압연방향과 평행한 방향으로 준비하여 시험하였다. 여기서, TS, YS, El은 각각 인장강도, 0.2% off-set 항복강도 및 파괴 연신율을 의미한다. 또한 항복비 (YR, YS/TS)를 계산하여 나타내었다. 굽힘성(R/t)은 압연방향과 수직한 방향으로 준비한 시편에 대하여 90° 굽힘 시험하였으며, 여기서 R은 상부 금형의 굽힘 반경, t는 강판의 두께(mm)를 의미한다. 내충돌성 평가는 R/t=6.0으로 90° 굽힘 시험한 시편에 대하여 굽힘부에 수직하도록 무게 5kg의 추를 0.5m의 높이에서 자유낙하 및 충돌하여 평가하였다. 충돌시험은 시편의 온도를 상온, 0℃, -10℃, -20℃, -30℃, -40℃로 30분 유지한 후 시험하였다. 충돌 후 시편에 균열이 발생한 온도를 기록하였으며, -20℃ 이하의 온도에서 균열이 발생한 경우, 양호한 것으로 판단하였다. 또한, 강판 표면에서 붉은색 스케일에 기인한 표면의 결함의 면적분율은 광학계 표면결함 분석(SDD, Surface Defect Detector) 시스템으로 확인된 이미지를 기준으로 결함의 면적을 관찰면적으로 나누어 산출하였다. 상기 붉은색 스케일에 기인한 표면결함이 압연방향으로 줄무늬 형태로 발생하는 특징이 있음을 고려할 때 압연판재에 압연방향에 수직한 직선을 긋고 결함이 차지하는 길이를 직접 측정하여 압연판재의 폭에 대한 비율로 구할 수도 있다.
시
편
번
호		 강
종		 미세조직(면적%) 물성 굽힘 특성 표면품질 구분
B+M B M F TS
(MPa)		 YS
(MPa)		 YR El
(%)		 굽힘성
(R/t)		 균열
발생
온도
(℃)		 붉은색
스케일
분율
(면적%)
1 A 99 10 89 1 1490 1278 0.86 10 3.5 0 33 비교예1
2 B 99 10 89 1 1505 1265 0.84 10 3.5 -10 35 비교예2
3 C 100 9 91 0 1560 1280 0.82 9 4.0 0 41 비교예3
4 D 100 8 92 0 1572 1316 0.84 9 4.0 -10 32 비교예4
5 E 100 8 92 0 1568 1305 0.83 10 4.0 -10 21 비교예5
6 F 100 10 90 0 1537 1292 0.84 10 4.0 -10 17 비교예6
7 G 100 0 100 0 1692 1340 0.79 5 4.5 0 15 비교예7
8 H 95 30 65 5 1375 998 0.73 10 3.0 -40 12 비교예8
9 I 100 10 90 0 1566 1248 0.80 10 3.5 -10 16 비교예9
10 J 99 13 86 1 1385 1123 0.82 12 3.0 -10 15 비교예10
11 K 99 15 84 1 1410 1140 0.81 12 3.0 -10 35 비교예11
12 L 96 50 46 4 1280 998 0.78 13 3.0 -20 16 비교예12
13 M 99 14 85 1 1475 1220 0.83 12 2.5 -40 18 발명예1
14 N 99 11 88 1 1510 1195 0.79 11 3.0 -30 13 발명예2
15 O 99 9 90 1 1585 1221 0.77 11 3.0 -40 14 발명예3
16 P 100 8 92 0 1552 1182 0.76 12 3.0 -40 19 발명예4
17 Q 100 8 92 0 1662 1310 0.79 10 3.5 -30 13 발명예5
18 R 100 9 91 0 1620 1295 0.80 10 4.0 -30 8 발명예6
19 S 99 11 88 1 1570 1245 0.79 10 3.0 -40 12 발명예7
20 T 99 12 87 1 1540 1230 0.80 11 3.0 -40 14 발명예8
21 M 97 60 37 3 1143 990 0.85 10 3.0 -40 21 비교예13
22 M 100 5 95 0 1638 1305 0.80 8 4.5 -20 18 비교예14
23 M 100 9 91 0 1565 1280 0.82 9 4.5 -20 16 비교예15
24 M 93 40 53 7 1170 1011 0.86 10 3.5 O 17 비교예16
25 M 100 10 90 0 1580 1275 0.81 8 4.5 -20 21 비교예17
26 M 99 19 80 0 1154 1058 0.92 12 3.0 O 13 비교예18
27 M 100 7 93 0 1620 1305 0.81 8 4.5 -20 15 비교예19
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성 또한 확보할 수 있었다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따르는 발명예 및 비교예의 관계식 1과 관계식 2의 분포도를 나타낸 것이다.
도 2의 (a) 및 (b)는 각각 본 발명의 일실시에에 따르는 발명예 6과 비교예 2의 표면 사진을 나타낸 것이다. 도 2의 (a) 및 (b)는 광학계 표면결함 분석 시스템으로 각 시편의 표면을 확인한 사진으로, 도 2의 (b)에서는 줄무늬 형태의 표면결함이 관찰되는 것을 확인할 수 있다.
한편, 비교예 1은 본 발명의 관계식 1을 만족하지 못한 경우로, 특히, Cu 함량이 본 발명의 제안 범위를 초과한 예시이다. 비교예 1은 항복강도, 인장강도를 포함한 기본적 재질은 만족하였으나, 강의 굽힘 성형성 및 굽힘부 내충돌성이 열위하였다. 이는 과도하게 함유된 Cu의 결정립계 및 표층부 편석에 기인한 것으로, 표층부에서부터 두께 방향으로 1/8 지점에 대한 미세조직을 추가로 분석한 결과, 마르텐사이트 95%, 페라이트 5%로 구성되어 있음을 확인하였다. 심층부에 비해 표층부에서 마르텐사이트 분율이 높게 관찰되었으며, 베이나이트는 거의 관찰되지 않았고 페라이트가 5% 관찰되는 것으로 볼 때 Cu, Ni 등의 경화능 원소의 국부적인 편석에 기인한 결과로 판단되었다. 또한, 미세조직의 크기도 다소 균일하지 못하였으며, 표면에는 붉은색 스케일에 기인한 줄무늬 결함도 과도하게 관찰되었다.
비교예 2, 3 및 4는 관계식 1을 만족하지 못한 것으로, 표층부 및 결정립계 등에 성분 편석이 심하였다. 비교예 2, 3 및 4는 기본 인장물성 및 굽힘 성형성은 본 발명에서 목적한 수준을 달성하였으나, 표층부에 붉은색 스케일 결함에 기인한 표면결함이 발생하였으며, 굽힘부 저온 내충돌성이 열위하였다. 도 2의 (b)에 나타난 바와 같이, 상기 붉은색 스케일 결함에 기인한 표면결함은 압연방향으로 길게 줄무늬 형태로 발생하는 특징을 나타내고 있고, 결함부에서는 붉은색 스케일 결함에 의해 형성되는 국부적인 표면 조도 차이에 기인하여 굽힘성형 후 표면 주름흠, 미세균열 등이 발생하여 내충돌성이 열위한 것으로 판단된다. 표층부에서의 미세조직은 마르텐사이트가 88~92% 수준으로 구성되어 있어 중심부와 동등 수준으로 차이가 없었다.
비교예 5 및 6은 관계식 3을 만족하지 못한 예시로, 슬라브의 재가열 시, 본 발명에서 제안하는 1차 가열온도 범위를 벗어난 예시이다. 비교예 5는 슬라브의 1차 가열 시, 가열온도가 과도하게 높아, 본 발명에서 제안하는 관계식 3을 만족하지 못하였다. 가열온도가 증가할수록 표층부 결정립계와 표면부에 편석 원소들의 편석이 더욱 심해지게 되며, 굽힘부 내충돌성이 열위하게 된다. 또한, 비교예 6은 1차 가열 시, 가열온도가 과도하게 낮은 경우로, 관계식 3을 만족하지 못하였다. 상기 가열온도가 상변태 개시 온도보다도 낮은 온도일 경우, 슬라브 표층부에 Cu, Sb, As, Sn 등의 합금원소가 편석되는 것을 억제하기에 어려움이 있다. 따라서, 비교예 6은 굽힘부 내충돌성이 다소 열위함을 확인할 수 있다.
비교예 7은 관계식 2를 만족하지 못한 예시이다. 비교예 7은 강의 경화능에 영향을 미치는 합금원소인 Mn, Cr, Mo 및 B를 다소 높게 함유하고 있어, 본 발명에서 제안하는 관계식 2의 범위를 초과하였다. 이로 인해 본 발명에서 제안하는 제조조건을 모두 만족하였으나, 인장강도가 과도하게 높았으며, 연신율과 굽힘성이 열위하였다. 이는 미세조직에 있어서, 전위밀도가 높은 마르텐사이트만으로 구성되어, 굽힘 성형 시, 표층부에는 추가로 전위밀도가 더욱 증가하게 되므로 굽힘 성형성과 내충돌성이 열위해진 것으로 판단된다.
비교예 8은 경화능에 영향을 미치는 합금원소가 부족한 경우로, Cr과 Mo이 본 발명 범위의 하한에 미달하였으며 관계식 2를 만족하지 못하였다. 따라서, 미세조직에 있어서, 경질상인 마르텐사이트 분율이 감소하고 연질상인 페라이트가 과도하게 형성되었다. 그 결과, 연신율과 굽힘성은 양호하였으나, 강도 또는 항복비가 감소하여 프레임 등 구조부재로서 사용될 때 부적합한 특징을 나타내었다.
비교예 9는 비교예 7과 유사하게 경화능에 영향을 미치는 합금원소가 다소 높아 관계식 2의 범위를 초과한 예시이다. 그 결과, 비교예 9는 굽힘부 내충돌성에 있어서 열위함을 나타내었다.
비교예 10은 Nb 및 Ti 모두 미첨가된 예시로, 굽힘성은 양호하였으나, 본 발명에서 제안하는 목표 인장강도에 미달하였으며, 굽힘 성형부 내충도성도 부족하였다. 이는 결정립 미세화 및 균일화에 효과적인 Nb 및 Ti의 미첨가로 인해 초기 미세조직이 불균일하게 형성되었고, 국부적으로 조대한 미세조직이 관찰되고 있어, 물성의 차이가 발생하였기 때문으로 판단된다.
비교예 11은 Sb, As, Sn이 본 발명에서 제안하는 수준으로 첨가되지 않은 예시로, 관계식 1을 만족하지 못하였다. 표 1에서 나타난 강 성분 중 검출된 미량의 Sb, As, Sn 성분의 함량은 Trace 수준에 해당한다. 그 결과, 비교예 11은 강판 표면에 붉은색 스케일에 기인한 줄무늬 결함이 다량 발생하였고, 굽힘부 내충돌성이 부족하였다.
비교예 12는 경화능에 영향을 미치는 합금원소가 부족한 예시로, 관계식 2 또한 만족하지 못하였다. 그 결과, 미세조직에 있어서, 마르텐사이트 분율이 감소하고, 페라이트 분율이 증가하였다. 이로 인해, 강도 또는 항복비가 저하되었다.
비교예 13 및 14는 열간압연 후 1차 냉각 시, 냉각종료온도가 본 발명의 범위를 만족하지 못한 경우이다. 비교예 13은 제안하는 온도범위보다 높은 온도에서 냉각이 종료되어 비교적 고온에서부터 느린 냉각속도로 2차 냉각이 진행되었다. 그 결과, 1차 냉각단계에서 페라이트 및 베이나이트가 과도하게 형성되었고, 상대적으로 마르텐사이트가 부족하여 인장강도가 본 발명에서 제안하는 수준에 미달되었다. 비교예 14는 1차 냉각이 늦게 종료되어 냉각과정의 대부분이 급냉으로 진행되어 경질상의 분율이 증가하였다. 이로 인해 마르텐사이트 분율이 높아져 연신율이 부족하고 굽힘성과 굽힘부 내충돌성이 모두 열위하였다.
비교예 15 및 16은 열간압연 후 1차 냉각 시, 냉각속도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 15는 1차 냉각 시, 냉각속도가 본 발명 범위를 초과하여 경질상의 분율이 높고, 대부분 경도가 높은 마르텐사이트로 구성되었다. 그 결과, 연신율이 부족하고 굽힘성과 굽힘부 내충돌성이 모두 열위하였다. 비교예 16은 1차 냉각 시, 냉각속도가 느리게 적용되어 본 발명의 범위에 미달된 경우이다. 이로 인해, 페라이트가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 형성되었고, 상대적으로 경질상의 분율이 감소하여 본 발명에서 목적하는 수준의 강도를 확보하지 못하였다.
비교예 17은 2차 냉각 시, 냉각속도가 과도하게 빠른 경우로, 과냉되어 목표한 권취온도 범위를 만족하지 못하였다. 이로 인해 미세조직에 있어서, 경질상의 경도가 높아 연신율이 부족하였고, 굽힘성과 굽힘부 내충돌성이 열위하였다.
비교예 18 및 19는 권취온도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우로, 비교예 18은 2차 시, 냉각종료온도가 제안한 온도범위를 초과하였다. 그 결과, 형성된 마르텐사이트가 모두 템퍼드 마르텐사이트로 구성되었고, 인장강도가 미달되었다. 비교예 19는 권취온도가 지나치게 낮은 경우로, 경질상의 경도가 높아 연신율이 부족하였으며, 굽힘성과 굽힘부 내충돌성이 열위하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Sb: 0.005~0.1%, Sn: 0.005~0.1%, As: 0.005~0.1% 중 1종 이상, Cu: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.2%, Mo: 0.01~0.3%, B: 0.001~0.005% 중 1종 이상, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.05% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10 이하이고,
    하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 40~100이며,
    미세조직은 면적%로, 3% 미만의 페라이트를 포함하고, 잔부 베이나이트와 마르텐사이트를 포함하며,
    90° 굽힘 성형성(R/t)이 4.0 이하이며, 90° 굽힘 성형 후 충돌시험 시, 균열이 발생하는 온도가 -20℃ 이하인 강판.
    [관계식 1]
    A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
    R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
    Ti* = [Ti]-3.42[N]
    (식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
    R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
    Ti* = [Ti]-3.42[N]
    (식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 관계식 1에서 정의되는 A 값은 0 이상인 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판의 미세조직은 면적%로, 베이나이트와 마르텐사이트를 합으로 97% 이상 포함하는 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은 면적%로, 마르텐사이트를 50% 이상 포함하는 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 1400MPa 이상이고, 항복비가 0.75 이상인 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판 표면에서 붉은색 스케일에 기인한 결함의 면적분율이 30% 미만인 강판.
  7. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Sb: 0.005~0.1%, Sn: 0.005~0.1%, As: 0.005~0.1% 중 1종 이상, Cu: 0.01~0.3%, Cr: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.2%, Mo: 0.01~0.3%, B: 0.001~0.005% 중 1종 이상, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.005~0.05% 중 1종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 10 이하이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 T 값이 40~100인 강 슬라브를 하기 관계식 3에서 정의되는 X 값이 1.0~10.0을 만족하는 1차 가열 온도범위로 1차 가열하는 단계;
    상기 1차 가열된 강 슬라브를 2차 가열하는 단계;
    상기 2차 가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 300~400℃의 온도범위까지 50~100℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃의 온도범위까지 1~30℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각 후 권취하는 단계;를 포함하는 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
    R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
    Ti* = [Ti]-3.42[N]
    (식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    T=33.02ⅹ(1.07ⅹ([C]/10)^0.5)ⅹ(0.7[Si]+1)ⅹ(5[Mn]+1)ⅹ(2.16[Cr]+1)ⅹ(3[Mo]+1)ⅹ(0.36[Ni]+1)ⅹ(0.35[Cu]+1)-10ⅹR*
    R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
    Ti* = [Ti]-3.42[N]
    (식에서, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni], [Cu], [B], [Al], [Ti] 및 [N]은 각 원소의 중량%이다.)
    [관계식 3]
    X = 160ⅹAⅹExp(-37,000/(8.314ⅹ(273+Tp)))
    A = 85([Cu]+3[Sb]+2[As]+3[Sn]-[Ni])1.2-4.5ⅹR*
    R* = 300[B]-1.93[Al]-Ti*
    Ti* = [Ti]-3.42[N]
    (식에서, [Cu], [Sb], [As], [Sn], [Ni], [B], [Ti] 및 [N]는 각 원소의 중량%이고, Tp는 1차 가열온도이다.)
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 1차 가열 단계는 800~1000℃의 온도범위로 행하는 강판 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 1차 가열 단계는 유지시간이 30~90분인 강판 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 가열 단계는 1100~1350℃의 온도범위로 행하고,
    상기 열간압연 단계는 800~1150℃의 온도범위로 행하는 강판 제조방법.
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