KR100723205B1 - 자동차용 구조용 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

자동차용 구조용 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

자동차용 구조용 초고강도 열연강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.06～0.12%, Si : 0.4～1.0%, Mn: 1.4～2.2%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.010～0.050%, Ti: 0.10～0.20%, Nb: 0.020～0.050%, Mo: 0.1~0.3%, N: 50ppm 이하, B: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 그 최종 미세조직이 TiC, (Ti,Mo)C, (Ti,Nb)C 및/또는 (Ti,Nb,Mo)C로 이루어진 복합석출물중 1종 또는 2종 이상이 미세하게 석출되어 있는 실질적으로 베이트나이트 단상조직인 초고강도 자동차 구조용 열연강판과,
상기 조성의 강 슬라브를 마련하는 공정; 상기 강 슬라브를 재가열한후 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 공정; 및 상기 열간압연된 강판을 400~550℃의 온도범위로 냉각한 후 권취하는 공정;을 포함하는 초고강도 자동차 구조용 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
열연강판, 초고강도, 복합석출물, 베이나이트 단상조직

Description

자동차용 구조용 초고강도 열연강판 및 그 제조방법{A Ultra High Strength Hot-rolled Steels for the Automotive and Manufacturing Method}
도 1은 B첨가량에 따른 인장강도 변화를 나타내는 그림이다.
본 발명은 상용차의 프레임 및 데크, 특장차 크레인 붐(boom) 등의 구조용 강도부재로 적용되는 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
열연강판의 가공성은 굽힘성, 장출성 및 신장플랜지성 등으로 구분하고 있는데, 자동차 구조용 열연강판에서 주로 요구되는 성질은 강도와 굽힘성이다. 또한 여기에 구조물로서의 안정성을 확보하기 위해서는 용접하기 용이해야 하며 용접품질 역시 양호하여야 한다.
자동차용 강재 제조에서 석출강화 기구를 활용할 경우 780MPa 정도가 한계이고, 그 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 석출강화 기구 이외 저온변태상을 이용하는 변태강화 기구를 활용하게 된다. 예를 들면, 석출강화 효과를 극대화시킨 경우인 JP2000-00331681호는 통상적인 고강도강에서 함유되는 탄소함량에 비하여 낮은 0.05% 이하의 저탄소 성분계에 티타늄 및 몰리브덴을 첨가하고, 압연후 연속냉각하여 650℃ 근방에서 권취함으로서 극히 미세한 Ti-Mo 복합석출물을 페라이트 기지에 석출시키고 있다. 그러나 이 경우 석출강화를 주 강화기구로 사용하고 있으므로 780MPa 이상의 인장강도를 확보함에는 한계가 있다.
한편 950MPa 이상의 초고강도강의 경우 대부분 석출강화 이외 변태강화를 동시에 활용하여 제조한다. 예를 들면, 유럽철강사에서 제조하는 복합조직강(complex phases steels, CP강으로 불림)의 경우 탄소 및 망간 등 조성외에 니오비움 및 타이타늄, 몰리브덴 및 크롬을 첨가하여 마르텐사이트 변태개시 온도 직상에서 권취함으로서 최종 조직이 베이나이트-마르텐사이트로 구성되도록 냉각과정을 제어하여 제조한다. 저온 변태상을 이용한 또 다른 예로서는 마르텐사이트강이 있으며, 이 경우 1200MPa 이상의 인장강도를 가지나 연신율은 5~7% 수준으로 낮기 때문에 단순가공의 구조부재용으로 적합하며, 제조방법으로서는 0.15% 이상의 탄소강에 크롬 혹은 몰리브덴을 단독 혹은 복합으로 첨가하여 마르텐사이트 변태개시 온도 이하에서 권취하는 것을 특징으로 한다.
이에, 본 발명자들은 자동차 부품 경량화에 요구되는 강도와, 구조부품으로서의 성형성을 동시에 구비하는 열연강판을 개발하기 위하여 연구와 실험을 거듭하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 적정량의 탄소, 망간, 티타늄, 니오븀, 몰리브덴 이외 보론을 첨가하고, 열간압연 및 권취온도를 적절히 제어함으로써, 950MPa 이상의 인장강도, 10% 이상의 연신율을 동시에 구 비하는 자동차 구조용 열연강판 및 그 제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C: 0.06～0.12%, Si : 0.4～1.0%, Mn: 1.4～2.2%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.010～0.050%, Ti: 0.10～0.20%, Nb: 0.020～0.050%, Mo: 0.1~0.3%, N: 50ppm 이하, B: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고;
그 최종 미세조직이 TiC, (Ti,Mo)C, (Ti,Nb)C 및/또는 (Ti,Nb,Mo)C로 이루어진 복합석출물중 1종 또는 2종 이상이 미세하게 석출되어 있는 실질적으로 베이트나이트 단상조직인 초고강도 자동차 구조용 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은,
중량%로, C: 0.06～0.12%, Si: 0.4～1.0%, Mn: 1.4～2.2%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.010～0.050%, Ti: 0.10～0.20%, Nb: 0.020～0.050%, Mo: 0.1~0.3%, N: 50ppm 이하, B: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 강 슬라브를 마련하는 공정;
상기 강 슬라브를 재가열한후 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 공정; 및
상기 열간압연된 강판을 400~550℃의 온도범위로 냉각한 후 권취하는 공정; 을 포함하는 초고강도 자동차 구조용 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명의 강조성성분 및 그 제한사유를 설명한다.
상기 탄소(C)는 열연강판의 강도와 베이나이트 단상조직을 얻는데 기본적으로 필요한 원소이며, 특히, Ti, Nb 혹은 Ti-Nb, Ti-Mo-Nb, Ti-Nb-Mo 성분으로 구성된 미세 석출물의 석출에 참여하여 본 발명의 인장강도 확보에 기여하는 원소이다. 그러나 그 함량이 0.06% 미만이면 페라이트가 형성되어 인장강도가 저하되고, 반대로 0.12%를 초과하면 마르텐사이트를 포함하는 저온변태상의 석출로 950MPa 이상의 인장강도를 얻기는 용이하나 연신율이나 굽힙성이 저하될 수 있다.
따라서 본 발명에서는 C의 함량을 0.06～0.12%로 제한한다.
상기 망간(Mn)은 고용강화 및 변태강화에 유효한 원소로, 그 함량이 1.3% 미만인 경우에는 기대되는 강도가 얻어지지 않고, 2.2%를 초과하면 강도는 950MPa 이상이나 연신율이 급격히 감소된다. 즉, 망간 함유량이 증가하면 강의 소입성이 증가되어 베이나이트나 마르텐사이트 상을 얻기는 용이하나, 그 함량이 2.2%를 초과하면 티타늄 탄화물 혹은 티타늄-몰리브덴 탄화물의 석출이 억제되어 첨가량 대비 강도 증가 효과가 포화되므로 그 함량을 1.4～2.2%로 제한한다.
상기 규소(Si)는 고용강화 원소로서 그 첨가량이 증가할수록 소재의 강도는 증가하나 강도 상승 대비 연신율 저하는 타 고용강화 원소에 비하여 적으므로 강도 -연신율 발란스 향상에 대단히 유효한 원소이다. 그러나 그 첨가량이 지나치게 높으면 열연강판 표면에 산화스케일 결함을 유발하고, 용접성, 특히 아크 용접에서의 산화물 생성을 촉진하여 용접품질을 저하시킬 수 있으므로 본 발명에서는 그 함량을 0.4～1.0% 로 제한한다.
상기 니오비움(Nb)은 열간압연동안 석출되거나 고용상태로 존재하면서 오스테나이트의 결정립 미세화에 기여할 뿐만 아니라 페라이트 혹은 베이나이트 조직의 석출강화에도 유효한 원소이다. 그러나 그 첨가량이 과다하면 연속주조 슬라브의 제조과정에서 주편크랙 생성 가능성이 커질 수 있으므로, 0.05% 이하로 제어함이 바람직하다.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 있어 중요한 원소로서, 열간압연후 냉각과정에서 베이나이트 조직내 Ti, Ti-Mo, Ti-Nb 및/또는 Ti-Nb-Mo 복합탄화물로 석출되어 베이나이트의 강화에 기여하게 된다. 그러나 그 함량이 적으면 상기 석출강화 효과를 충분히 기대할 수 없으며, 반대로 그 함량이 0.2%를 초과하면 상기 석출강화 효과가 포화되기 때문에, 상기 티타늄의 첨가량은 0.10～0.20%로 제한한다.
상기 몰리브덴(Mo)은 망간과 더불어 강의 소입성을 증가시키므로, 열간압연후 베이나이트 혹은 마르텐사이트 등의 저온변태 조직을 얻는데 대단히 유용하다. 또한 강중 티타늄 혹은 니오븀과 복합으로 석출하거나 단독으로 석출하여 강판의 인장강도 상승에 크게 기여하는 원소이다. 그러나 그 첨가량이 0.1% 미만에서는 소망하는 인장강도가 얻어지지 않으며, 0.3%를 초과하면 몰리브덴에 의한 소입성이 지나치게 증대되어 마르텐사이트가 형성되어 강의 연성이 저하되고, 용접부 균열 감수성 역시 증대되므로 본 발명에서는 Mo 함량을 0.1～0.3% 범위로 규제하였다.
상기 인(P)는 강의 페라이트 안정화 원소로서 고용강화 효과가 큰 원소이지만 미량 첨가되는 경우 불순물로 작용하여 강판의 가공성을 저하시킨다. 일반적으로 자동차용 열연강판의 인 함유량은 0.03% 이하로 제한되며, 이는 인의 입계편석에 따른 연신율 저하 및 입계취화를 방지하기 위함이다.
그런데 본 발명과 같은 950MPa급 이상의 초고강도강 제조에 있어서는, 불순물 P의 입계편석이 강재의 가공성이나 입계취화에 미치는 민감도가 더욱 증가한다. 또한 본 발명의 열연강판은 B, Mo 등의 첨가원소에 의하여 페라이트 변태 없이 직접 베이나이트 단상역으로 냉각되기 때문에 베이나이트 노듈라(nodular)를 구성하는 결정입계, 다시 말하여 구 오스테나이트의 결정입계 특성이 재질특성에 미치는 영향은 증대된다.
따라서 본 발명에서는 초고강도강의 입계편석 민감도를 저하시키기 위하여, 강중 P 함량을 0.015% 이하, 바람직하게는 0.01% 이하로 제한함이 유효하다.
상기 황(S)은 불순물로서 강판내 유화물 혹은 입계에 편석된 상태로 존재하면서 강판의 가공성을 저하시킨다. 일반적으로 자동차용 열연강판의 황 함유량은 0.015% 이하로 제한되는데, 이는 황의 입계편석에 따른 연신율 저하 및 입계취화를 방지하기 위함이다.
그런데 본 발명과 같은 950MPa급 이상의 초고강도강 제조에 있어서는, 불순물 S의 입계편석이 강재의 가공성이나 입계취화에 미치는 민감도가 더욱 증가한다.또한 본 발명의 열연강판은 B, Mo 등의 첨가원소에 의하여 페라이트 변태 없이 직접 베이나이트 단상역으로 냉각되기 때문에 베이나이트 노듈라(nodular)를 구성하는 결정입계, 다시 말하여 구 오스테나이트의 결정입계 특성이 재질특성에 미치는 영향은 증대된다.
따라서 본 발명에서는 초고강도강의 입계편석 민감도를 저하시키기 위하여, 강중 S 함량을 0.005% 이하, 바람직하게는 0.003% 이하로 제한함이 유효하다.
상기 보론(B)은 Mn, Mo과 더불어 강의 소입성을 증가시키는 원소로서 본 발명에서 중요한 원소이다. 본 발명에서 첨가된 B은 오스테나이트 입계의 에너지를 낮추어 페라이트 변태를 지연시키는 역할을 하며, 그 결과 베이나이트 혹은 마르텐사이트 변태가 촉진되어 낮은 과냉도에서도 이들 저온변태상이 용이하게 얻어질 수 있도록 한다.
그런데 그 첨가량이 10ppm 미만이면 저온변태상 생성에 의한 강도 상승효과가 미미하며, 40ppm을 초과하면 강도 증가 경향이 포화되므로 본 발명에서는 그 첨가량을 10～40ppm 범위로 제한한다.
다음으로, 본 발명의 열연강판 제조공정을 설명한다.
먼저, 본 발명에서는 상기 조성의 강 슬라브를 마련한후 이를 재가열한다. 바람직하게는 상기 강 슬라브를 1200℃이상의 온도에서 재가열하는 것이다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강슬라브를 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 열간압연한다. 바람직하게는, 850℃이상의 온도로 마무리 열간압연하는 것이다.
다음으로, 본 발명에서는 상기 열간압연된 강판을 400~550℃의 온도범위로 냉각한 후 권취한다. 바람직하게는, 상기 열연강판을 냉각함에 있어서 그 냉각속도를 30~100℃/s로 제어함이 바람직하다.
한편, 본 발명에서 상기 권취온도는 베이나이트 조직화와 미세 석출물의 석출을 통하여 인장강도 및 연신율을 동시 확보하기 위한 유효한 조건이다. 만일 상기 권취온도가 530℃ 보다 높아지면 페라이트와 퍼얼라이트가 공존하는 조직으로 변태되면서 인장강도가 저하되고, 반면 400℃ 미만으로 권취되면 베이나이트상 이외에 마르텐사이트 조직이 형성되면서 인장강도가 1000MPa 이상이나 연신율이 저하되어 본 발명의 인장성질 범위를 충족하지 못할 수 있다.
후속하여, 본 발명에서는 선택적으로 상기 권취된 열연코일을 산세할 수도 있다. 이러한 산세공정은 통상적인 것으로 특정한 방법에 제한되는 것은 아니며, 아울러, 상기 산세처리후 방청을 위하여 강판의 표면에 오일을 도포할 수도 있다.
상술한 바와 같은 강조성성분 및 제조공정으로 제조된 본 발명의 열연강판은, 그 최종 미세조직이 그 최종 미세조직은 TiC, (Ti,Mo)C, (Ti,Nb)C 및/또는 (Ti,Nb,Mo)C로 이루어진 복합석출물중 1종 또는 2종이상으로 석출강화된 베이나이트 단상조직이다. 또한 그 기계적 성질에 있어서는 인장강도 950MPa 이상, 항복강도 800 MPa 이상, 연신율 10% 이상이며, 인장강도×연신율 발란스가 10300 MPa· % 이상인 재질 특성을 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.　　　　
(실시예 1)
적용 강종 조성성분(wt%) 비고
C Si Mn P S Al Ti Nb Mo B N
1 0.090 0.90 1.70 0.011 12 0.033 0.15 0.033 0.21 5 33 비교강
2 0.092 0.65 1.72 0.011 9 0.033 0.15 0.036 0.33 3 37 비교강
3 0.091 0.60 1.73 0.010 14 0.034 0.17 0.030 0.40 2 31 비교강
4 0.087 0.60 1.81 0.009 11 0.037 0.14 0.029 0.19 19 25 발명강
강 시 편 No. 적 용 강 종 미 세 조 직 마무리 압연온도 (℃) 권취 온도 (℃) 인장성질 TS × TEL (MPa·%) 비고
항복강도 (MPa) 인장강도 (MPa) 균일 연신율 (%) 총 연신율 (%)
1 1 BF 872 470 791 857 9.1 14.0 11998 비교예
2 2 BF 891 464 775 841 8.4 14.2 11942 비교예
3 3 BF 877 488 758 852 7.7 13.0 11076 비교예
4 4 B 885 467 947 1027 7.4 12.8 13146 발명예
상기 표 1과 같은 화학성분을 갖는 강 슬라브를 상기 표 2에 제시된 열간압연 및 냉각조건등을 적용하여 최종 판 두께 3.0mm인 열연강판을 제조하였다. 한편, 상기 표 1에서 황, 질소 및 보론함량은 ppm으로 표현하였다.
그리고 상기 제조된 열연강판의 압연방향에 대하여 수직인 방향으로 JIS 5호 인장시편을 제작한 후 상온에서 10mm/min의 속도로 인장하여 평가하였으며, 얻어진 인장성질을 표 2에 나타내었다. 구체적으로, 표 2에서 본 발명예는 인장강도 950MPa 이상, 총연신율 10% 이상을 동시에 충족시키는 경우를, 그리고 동 범위를 벗어나는 경우를 비교예로 나타내었다.
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 시편(1-3)은 보론 첨가량이 10ppm 이하여서 본 발명에서 소망하는 인장특성을 얻을 수 없으며, 시편(4)는 본 발명의 재질요구 수준을 충족시킴을 알 수 있다.
한편 도 1은 본원발명(C:0.07~0.10%)에서 B 첨가량이 인장강도에 미치는 영향을 나타내는 그림이다. 도 1로부터 알 수 있는 바와 같이, 10ppm 이상의 보론을 첨가하면 950MPa 이상의 인장강도가 얻어지며, 약 20~40ppm의 범위내에서 인장강도의 변화가 1000MPa로 거의 일정함을 알 수 있다.
(실시예 2)
적용 강종 조성성분(wt%)
C Si Mn P S Al Ti Nb Mo B N
5 0.091 0.75 1.32 0.012 11 0.033 0.17 0.035 0.18 18 35
6 0.088 0.85 1.53 0.010 15 0.025 0.14 0.028 0.20 22 30
7 0.091 0.75 1.69 0.009 22 0.033 0.13 0.033 0.19 20 29
8 0.075 0.60 2.09 0.012 23 0.038 0.15 0.029 0.21 21 36
9 0.070 0.63 2.23 0.011 18 0.030 0.14 0.030 0.20 18 33
10 0.065 0.80 1.73 0.011 28 0.036 0.15 0.035 0.22 22 40
11 0.045 0.83 1.70 0.010 20 0.031 0.13 0.033 0.21 21 28
12 0.098 0.25 1.65 0.012 16 0.031 0.16 0.029 0.17 18 33
13 0.110 0.46 1.71 0.013 19 0.033 0.17 0.030 0.20 20 35
14 0.105 0.68 1.71 0.011 15 0.034 0.15 0.039 0.17 21 36
15 0.099 0.98 1.63 0.010 14 0.035 0.13 0.029 0.21 21 30
16 0.067 0.68 1.72 0.012 18 0.029 0.13 0.035 0.08 23 39
17 0.070 0.67 1.71 0.010 28 0.028 0.16 0.037 0.21 22 34
18 0.071 0.67 1.69 0.013 21 0.039 0.14 0.033 0.29 16 33
19 0.092 0.62 1.71 0.011 15 0.031 0.13 0.035 0.09 23 31
20 0.085 0.63 1.75 0.011 12 0.031 0.13 0.037 0.21 9 20
21 0.089 0.77 1.69 0.012 15 0.032 0.15 0.034 0.18 32 35
22 0.099 0.65 1.70 0.011 22 0.034 0.08 0.033 0.19 21 33
23 0.110 0.67 1.72 0.013 7 0.035 0.19 0.026 0.20 19 30
24 0.09 0.67 1.68 0.015 15 0.030 0.15 0.018 0.23 20 33
25 0.09 0.65 1.70 0.013 11 0.031 0.15 0.047 0.21 17 39
강 시 편 No. 적 용 강 종 미 세 조 직 마무리 압연온도 (℃) 권취 온도 (℃) 인장성질 TS × TEL (MPa·%) 비고
항복강도 (MPa) 인장강도 (MPa) 균일 연신율 (%) 총 연신율 (%)
1 5 BF 879 489 809 870 6.0 10.0 8700 비교예
2 6 B 884 380 987 1036 4.3 8.0 8288 비교예
3 6 B 904 469 965 988 6.9 12.1 11955 발명예
4 6 BF 889 555 870 928 5.8 12.5 11600 비교예
5 7 B 880 395 1019 1076 5.2 9.4 10114 비교예
6 7 B 879 470 878 965 6.8 12.1 11677 발명예
6-1 7 B 879 470 886 966 6.5 11.4 11012 발명예
7 7 BF 889 560 794 913 7.3 12.2 11139 비교예
8 8 B 899 461 980 1021 5.5 10.1 10312 발명예
9 9 B 888 425 1001 1080 3.7 6.8 7344 비교예
10 10 B 890 410 957 1021 6.4 11.1 11333 발명예
11 10 B 894 500 908 952 6.7 10.9 10377 발명예
12 11 B 888 500 897 939 6.6 9.7 9108 비교예
13 12 B 870 460 882 917 6.0 9.7 8895 비교예
14 13 B 873 454 902 956 6.7 10.8 10325 발명예
15 14 B 879 470 878 965 6.8 12.1 11677 발명예
16 15 B 870 450 877 993 6.3 11.0 10923 발명예
17 16 B 888 460 816 895 7.3 11.7 10472 비교예
18 17 B 879 478 937 978 6.6 10.7 10465 발명예
19 18 B 899 499 949 998 6.1 10.1 10080 발명예
20 19 B 885 428 899 948 6.5 11.3 10712 비교예
21 20 B 892 486 868 925 7.8 12.1 11193 비교예
22 21 B 883 490 910 996 5.9 11.2 11155 발명예
23 21 B 843 461 882 940 5.1 10.2 9588 비교예
24 22 B 886 490 866 943 6.9 12.3 11599 비교예
25 23 B 877 500 915 977 7.3 10.7 10454 발명예
26 24 B 879 455 868 939 7.9 12.6 11831 비교예
27 25 B 870 460 910 966 6.6 10.7 10336 발명예
상기 표 3과 같은 화학성분을 갖는 강 슬라브를 상기 표 4에 제시된 열간압연 및 냉각조건등을 적용하여 최종 판 두께 2.5~4.5mm인 열연강판을 제조하였다. 한편, 상기 표 3에서 황, 질소 및 보론함량은 ppm으로 표현하였다.
그리고 상기 제조된 열연강판의 압연방향에 대하여 수직인 방향으로 JIS 5호 인장시편을 제작한 후 상온에서 10mm/min의 속도로 인장하여 평가하였으며, 얻어진 인장성질을 표 4에 나타내었다. 구체적으로, 표 4에서 본 발명예는 인장강도 950MPa 이상, 총연신율 10% 이상을 동시에 충족시키는 경우를, 그리고 동 범위를 벗어나는 경우를 비교예로 나타내었다. 아울러, 표 4의 강시편(6-1)은 열연강판의 표면 산화층을 산세하고 방청을 위하여 오일을 도포하는 산세공정을 통과시켜 산세 열연강판을 제조한 경우를 나타낸다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 강조성성분 및 그 제조공정조건이 본 발명범위를 충족하는 본 발명예에 해당하는 강시편(3,6,6-1,8,10,11,14,15,16, 18,19,22,25 및 27)의 경우 모두 소망하는 기계적 물성을 가짐을 알 수 있다.
이에 반하여, 망간 첨가량이 적은 강시편(1)의 경우 인장강도가 충족되지 않으며, 너무 과도하게 첨가된 강시편(9)의 경우는 인장강도는 만족되나 연신율이 저하되었다.
또한 강조성성분은 본 발명 범위내이나 권취온도가 본 발명범위를 벗어난 강시편(2,4,5,7)의 경우, 본 발명에서 요망하는 수준으로 연신율과 인장강도를 동시에 충족하지 못하였다. 그리고 마무리 압연온도가 너무 낮은 강시편(23)은 가공유기석출이 촉진되어 인장강도가 저하되었다.
아울러, 탄소가 0.05%이하로 적게 함유된 강시편(12)에서는 소망하는 인장강도가 얻어지지 않았으며, 몰리브덴의 경우 탄소량에 관계없이 0.1% 이하로 되면 역시 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않았다[강시편(17, 20)]. 그리고 C, Si, B함량이 본 발명의 범위 보다 과소하게 함유된 강시편(12,13,21)도 인장강도치가 낮았다. 또한 Ti, Nb 함량이 너무 적은 강시편(24, 26)도 인장강도가 좋지 않았다.
한편, 7번 강종을 이용하여 제조된 산세 열연강판의 경우(강시편 6-1), 인장강도 변화는 거의 없으나 항복강도가 10MPa 정도 상승하고, 연신율 감소는 1% 미만인 인장성질을 나타냄을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 강성분을 조정하고 열간압연 및 권취온도를 제어함으로서 950MPa 이상의 인장강도와 10% 이상의 연신율을 동시에 만족하는 베이나이트 단상 조직으로 이루어진 초고강도 열연강판의 제조에 유용한 효과가 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.06～0.12%, Si : 0.4～1.0%, Mn: 1.4～2.2%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.010～0.050%, Ti: 0.10～0.20%, Nb: 0.020～0.050%, Mo: 0.1~0.3%, N: 50ppm 이하, B: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고;
    그 최종 미세조직이 TiC, (Ti,Mo)C, (Ti,Nb)C 및 (Ti,Nb,Mo)C로 이루어진 복합석출물중 1종 또는 2종 이상이 미세하게 석출되어 있는 베이트나이트 단상조직인 초고강도 자동차 구조용 열연강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 열연강판은 인장강도 950MPa 이상, 항복강도 800 MPa 이상, 연신율 10% 이상이며, 그리고 인장강도×연신율 발란스가 10300 MPa· % 이상인 것을 특징으로 하는 초고강도 자동차 구조용 열연강판.
  3. 중량%로, C: 0.06～0.12%, Si: 0.4～1.0%, Mn: 1.4～2.2%, P: 0.015% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.010～0.050%, Ti: 0.10～0.20%, Nb: 0.020～0.050%, Mo: 0.1~0.3%, N: 50ppm 이하, B: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 강 슬라브를 마련하는 공정;
    상기 강 슬라브를 재가열한후 Ar3 변태점 이상의 온도에서 마무리 열간압연하는 공정; 및
    상기 열간압연된 강판을 400~550℃의 온도범위로 30~100℃/sec의 냉각속도로 냉각한 후 권취하는 공정;을 포함하는 초고강도 자동차 구조용 열연강판의 제조방법.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 강슬라브를 재가열후 850℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연함을 특징으로 하는 초고강도 자동차 구조용 열연강판의 제조방법.
  5. 삭제
  6. 제 3항에 있어서, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 공정;을 추가로 포함하는 초고강도 자동차 구조용 열연강판의 제조방법.
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