KR101008104B1 - 가공성이 우수한 120ｋｇｆ/㎟급 초고강도 강 및 그제조방법 - Google Patents

가공성이 우수한 120ｋｇｆ/㎟급 초고강도 강 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차의 범퍼 보강재 혹은 도어내의 충격 흡수재에 사용되는 120 kgf/mm2급의 초고강도 강에 관한 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.7~1.7%, Mn: 4.0~7.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.005% 이하(0%는 제외), Al: 0.05~0.15%, N: 0.003% 이하(0%는 제외), B: 0.0001~0.002%, Mo: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 이루어진다.
또한, 본 발명은 상기한 조성을 갖는 슬라브를 1200~1250℃에서 60~180분 동안 재가열하는 단계; 상기 재가열한 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연하고, 560~680℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취한 열연판을 15~75%의 압하율로 냉간압연하고, 620~650℃에서 1~12시간 동안 상소둔한 다음 공냉하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
본 발명은 높은 강도를 가지면서 연신율이 우수한 자동차 구조용 부품을 제공하는 효과가 있다.
변형유기변태, 잔류 오스테나이트, 가공성, 냉연강판, 항복비, 자동차용

Description

가공성이 우수한 120ｋｇｆ/㎟급 초고강도 강 및 그 제조방법{Ultra high strength steel of 120kgf/㎟ grade having excellent formability}
도 1은 본 발명에 따라 제조된 발명강 및 비교강의 냉간압하율에 따른 인장강도 및 항복강도를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명에 따라 제조된 발명강 및 비교강의 냉간압하율에 따른 전체 연신율 및 항복비를 나타내는 그래프이다.
본 발명은 자동차의 범퍼 보강재 혹은 도어내의 충격 흡수재에 사용되는 120 kgf/mm2급의 초고강도 강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강도와 더불어 가공성이 우수하여 부품 성형이 용이한 120kgf/mm2급 초고강도 강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 범퍼 보강재 혹은 도어내의 충격 흡수재는 차량의 충돌시 승객의 안전과 직접 관계되는 부품으로 인장강도 80kgf/mm2 이상의 고강도 냉연강판이 주로 사용되고 있다. 이 냉연강판은 높은 인장강도와 더불어 가공성 향상을 위해 낮은 항복비와 높은 연신율을 가져야 한다. 또한, 점차 심각해지고 있는 환경 오염 규제에 대응하기 위해 연비를 증가시키고자 고강도 강재의 사용 비율이 증가하고 있다. 최근에는 120kgf/mm2 이상의 초고강도 강의 상업화에 대한 연구가 증가하고 있는 추세이다.
자동차용 고강도 강은 대표적으로 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, 간단히 TRIP이라함)강과 이상조직(Dual Phase, 간단히 DP라 함)강이 있다.
자동차용 고강도 강의 제조공정은 크게 열간 압연, 냉간 압연 그리고 소둔공정으로 구분되는데, 페라이트와 펄라이트를 갖는 열간압연된 판재를 냉간압연하여 제품의 최종 두께로 가공한 후, A1 변태점 이상의 소둔온도로 가열하고 냉각한다. 이때 소둔과정에서 형성된 오스테나이트를 냉각과정에서 속도를 제어하여 마르텐사이트나 베이나이트로 변태시키게 되는데, 이때 마르텐사이트로 변태시키는 경우 이 강을 이상조직강이라고 한다. 상기 이상조직강은 마르텐사이트의 분율이 증가할수록 강도가 증가하고 페라이트 비율이 증가할수록 연성이 증가하는데, 강도 상승을 위하여 마르텐사이트 비율이 너무 커지면 상대적으로 페라이트의 비율이 감소하여 오히려 연성이 저하된다. 즉, 본 발명과 같이 120 kgf/mm2 이상의 고강도 강을 제조하는 경우 연신율이 급격하게 감소하는 단점이 있다.
한편, 상기 방법과 같이 소둔과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각종료온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류 시킴으로써, 상기 변태 조직강의 강도와 연성을 동시에 높이는 방법이 있다. 즉, 잔류 오스테나이트를 소성변형 중에 가공에 의해 마르텐사이트로 변태 하도록 하면 강도와 함께 소성유기 변태에 의해 형성되는 변태상이 국부적인 응력집중을 완화(relax)함으로써 연성을 증가시키는데, 이를 변태유기소성강(TRansformation Induced Plasticity Steel, TRIP Steel)이라고 한다(CAMP-ISIJ vol. 1, p. 877). 상기 TRIP강은 강도와 연성이 동시에 우수한 특성을 가지므로 고강도 강으로 널리 이용되고 있다.
상기 변태유기소성강은 준안정한 오스테나이트를 상온에서 일정 분율 이상 유지하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 Si, Al, P 등을 첨가하여 페라이트 내의 탄소 활동도를 크게 하고, 탄화물의 형성을 억제함으로써 오스테나이트 내의 탄소량을 증가시켜 오스테나이트를 잔류하도록 한다. 탄화물의 형성, 즉 베이나이트 변태를 억제하기 위해서는 소둔 후 연속 냉각시 오스테나이트가 베이나이트로 변태하는 것을 억제하는 원소를 첨가하여 베이나이트 변태를 지연시킴으로써 오스테나이트를 잔류 시키는 방법이 있다. 그러나, 상기 방법으로 다량의 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 0.2중량% 이상의 탄소와 2.0중량% 이상의 Si을 첨가해야 하기 때 문에 열연강판으로 제조시 탄소, 규소 등에 의해 프레시버트(flash-butt) 용접성이 매우 열화되고, 냉간압연을 위해 냉연 판재를 용접하는 경우 공정상 어려움이 있을 뿐만 아니라 최종 제품으로 제조 후에 용접하여 제조하는 부품에도 사용이 곤란한 문제점이 있다.
본 발명은 상기와 같은 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 다량의 탄소와 실리콘의 첨가에 의한 도금성과 용접성 열화를 방지할 수 있고, 120kgf/mm2급 이상의 인장강도와 0.6 이하의 항복비를 가져 높은 강도와 동시에 우수한 가공성을 나타내는 강 및 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.7~1.7%, Mn: 4.0~7.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.005% 이하(0%는 제외), Al: 0.05~0.15%, N: 0.003% 이하(0%는 제외), B: 0.0001~0.002%, Mo: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 이루어진다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.7~1.7%, Mn: 4.0~7.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.005% 이하(0%는 제외), Al: 0.05~0.15%, N: 0.003% 이하(0%는 제외), B: 0.0001~0.002%, Mo: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1200~1250℃에서 60~180분 동안 재가열하는 단계;
상기 재가열한 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연하고, 560~680℃에서 권취하는 단계; 및
상기 권취한 열연판을 15~75%의 압하율로 냉간압연하고, 620~650℃에서 1~12시간 동안 상소둔한 다음 공냉하는 단계;를 포함하여 이루어진다.
이하, 본 발명에 대하여 상세하게 설명한다.
본 발명은 실리콘과 탄소에 의한 도금성과 용접성 열화를 방지하고 120kgf/mm2 이상의 강도와 우수한 가공성을 가지는 강을 제조하는데 특징이 있는 것이다. 또한, 본 발명에서는 Mn을 4~7중량% 첨가하고 있는데, 이 경우 열연판의 조직이 마르텐사이트로 변화되어 냉간압연에서의 부하가 증가하는 문제점이 있다. 또한, 소둔 후 미세조직이 마르텐사이트 래스경계에서 형성된 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 층상조직이 되고, 전체적으로 조직이 조대하기 때문에 높은 잔류 오스테나이트 분율에도 불구하고 연신율이 열연강판에 비하여 감소하는 경향이 있다. 따라서, Mn의 다량 첨가에 따른 문제를 본 발명에서 제시하고 있는 냉간압하량, 소둔시간 및 냉각조건을 최적화하여 해결하는데 특징이 있다.
C: 0.10~0.15중량%
강 중 탄소[C]는 철강재료에서 가장 중요한 성분으로, 강도는 물론 인성, 내식성 등의 모든 물리적, 화학적 특성과 밀접한 관계를 갖는 강의 특성에 가장 큰 영향을 미치는 성분이다. 본 발명과 같은 변태유기소성강의 경우 특히 탄소의 양이 0.10중량% 미만이면 잔류 오스테나이트 안정도가 낮고 분율이 감소하므로 강도와 연성이 크게 감소하며, 0.15중량%를 초과하면 용접성 저하 및 제2상 분율의 급격한 증가로 인하여 가공성이 격감하는 등의 문제점이 있으므로, 그 함량은 0.10~0.15중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.7~1.7중량%
상기 Si는 페라이트에 고용되는 페라이트 안정화 원소로 강도에 기여하며, 탈산제로 첨가되는 경우가 일반적이다. 변태유기소성강의 경우 Si는 페라이트 내의 탄소의 활동도를 증가시킴으로써 오스테나이트 내의 탄소량을 증가시켜 오스테나이트의 안정도를 향상시키는 역할을 하는 중요한 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.7중량% 미만이면 잔류 오스테나이트의 분율이 감소하여 강도가 저하되며, 1.7중량%를 초과하면 열연 스캐일을 유발시킬 뿐만 아니라 용접성도 열화되는 문제점이 있으므로, 그 함량은 0.7~1.7중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서, 상기 Si은 냉각속도가 적당하게 제어되는 경우 베이나이트 변태를 억제하여 잔류 오스테나이트의 형성에 기여하는 성분이기도 하다.
Mn: 4~7중량%
상기 Mn은 에시큘러(acicular;침상) 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상 형성을 용이하게 하는, 즉 경화능을 크게 하여 강도를 증가시키는 원소로 오스테나이트 안정화 원소이다. 본 발명에서와 같이 탄소와 실리콘이 0.10~0.15중량%와 0.7-1.7중량% 범위로 첨가되면서 120kgf/mm2 이상의 강도를 가지기 위해서는 4중량% 이상 첨가되어야 하며, 7중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하되고, 개재물 형성에 의해 수소유기 취성을 야기할 뿐만 아니라 열간압연시 판재 중앙에 편석대를 형성하므로, 그 함량은 4~7중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03중량% 이하(0%는 제외)
상기 P가 0.03중량%를 초과하여 첨가되면 취성이 증가하고 용접성이 저하되므로, 그 함량은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.005중량% 이하(0%는 제외)
상기 S이 0.005중량%를 초과하여 함유되면 열연판에 조대한 TiS와 MnS가 생성되어 가공성과 인성을 저하시키므로, 그 함량은 0.005중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.05~0.15중량%
상기 Al은 탈산작용을 위해 첨가되며, 강 중의 N과 결합하여 AlN을 형성함으 로써 고온에서 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하는데 유효한 성분이다. 상기 Al의 첨가량이 0.05중량% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.15중량%를 초과하면 조대한 석출상 형성에 의한 인성저하 및 제조원가 상승의 원인이 되므로, 그 함량은 0.05~0.15중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.003중량% 이하(0%는 제외)
상기 N가 0.003중량%를 초과하여 첨가되면 조대한 질화물을 형성하여 인성을 저하시키므로, 그 함량은 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0001-0.002중량%
상기 B는 강 중에 소량 첨가되어도 강의 경화능을 크게 하는 성분으로, 에시큘러 페라이트 및 베이나이트와 같은 저온 변태상 형성을 용이하게 한다. 0.0001중량% 이상 첨가되면 고온에서 오스테나이트 입계에 편석되어 페라이트 형성을 억제함으로써 강의 경화능에 기여하며, 0.002중량%를 초과하여 첨가되면 용접성을 열화시키고 재결정온도를 과다하게 상승시켜 드로잉성을 저하시키므로, 그 함량은 0.0001~0.002중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.01~0.05중량%
상기 Mo는 강의 경화능 향상을 통해 강도를 증가시키고자 첨가되며, 상기 Mo의 함량이 0.01중량% 미만이면 강도의 증가량이 적으며, 0.05중량%를 초과하면 경 질상의 분율을 크게 하여 연신율을 감소시키고, 용접성이 저하될 뿐만 아니라 제조원가도 상승시키므로, 그 함량은 0.01~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
상기와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주조 또는 연속주조공정을 통해 제조된다. 이 슬라브를 재가열공정, 열간압연공정, 권취공정, 냉간압연공정, 소둔공정을 통해 목표로 하는 기계적 성질을 갖는 냉연강판으로 제조하게 되는데, 이하 각 공정별 제조조건을 구체적으로 설명한다.
재가열공정
상기와 같이 조성되는 슬라브를 1200~1250℃에서 60~180분 동안 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1200℃ 미만이면 연속주조시 형성된 조대한 탄화물들이 재용해되기가 어렵고, 1250℃를 초과하면 가열로 온도 유지에 필요한 원가가 크게 증가하므로, 상기 재가열 온도는 1200~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 시간이 60분 미만이면 온도가 1200℃ 미만인 경우와 마찬가지로 연속주조시 형성된 조대한 탄화물들이 재용해되기 어렵고, 180분을 초과하면 생산성이 저하되므로, 상기 재가열 시간은 60~180분으로 제한하는 것이 바람직하다.
열간압연공정
이후, 가열된 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연한다. 상기 마무리 열간압연 온도과 Ar3 미만이면 열간압연 중에 형성된 페라이트 내에 많은 전위가 도입되고 이러한 페라이트가 냉각 혹은 권취중에 성장하여 표면 조대립을 형성하여 저온에서 압연하는 경우 압연롤의 부하를 증가시키게 되고, Ar3+100℃를 초과하면 작업상 어려움을 초래하므로, 상기 마무리 열간압연 온도는 Ar3~Ar3+100℃으로 제한하는 것이 바람직하다.
권취공정
이후, 상기 열간압연한 압연판을 560~680℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 560℃ 미만이면 생산성이 저하될 뿐만 아니라 강 중 탄소의 석출이 지연되어 드로잉성이 저하되며, 680 ℃를 초과하면 탄화물이 너무 조대하게 형성되어 소둔시 재고용되기 어렵고 내부에 불균일조직을 유발하여 가공성을 크게 열화시키므로, 상기 귄취온도는 560~680℃로 제한하는 것이 바람직하다.
냉간압연공정
상기 권취한 열연판을 15~75%의 압하율로 냉간압연한다. 상기 냉간 압하율은 열연조건과 더불어 미세조직에 크게 영향을 미치는 변수로, 15% 미만이면 조직이 균일하지 못해 가공성이 낮으며, 75%를 초과하면 작업 공정에 부하가 발생하므로, 상기 냉간 압하율은 15~75%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 미세조직에 대한 냉간 압하율의 영향을 살펴보면, 냉간 압하율이 증가할수록 열간 압연에서 형성된 래스 형태가 분해되어 과립상(granular) 형태로 바뀌게 되며, 따라서 소둔-냉각 후에 형성되는 2차상의 모폴로지(morphology; 크기, 모양과 분포)도 바뀌게 된다. 이때 형성되는 2차상인 잔류 오스테나이트의 모폴로지도 변하여 기계적 특성이 달라진다. 경질상에 둘러쌓인 잔류 오스테나이트의 경우 충분한 변형이 가해지더라도 마르텐사이트로 변태되지 못하여 연성에 기여하지 못하지만 과립상(granular)의 잔류 오스테나이트는 분율이 증가하면 연성과 가공성에 크게 기여를 하게 된다.
소둔공정
상기 냉연판을 620~650℃에서 1~12시간 동안 상소둔한다. 상기 소둔온도가 620℃ 미만이면 충분한 재고용이 어려워 열연시의 조대한 조직이 계속 유지되므로 가공성이 저하되며, 650℃를 초과하면 미세조직이 조대하게 되어 강도가 감소하게 되므로, 상기 소둔온도는 620~650℃로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 소둔시간은 강도와 연신율에 큰 영향을 미치며, 120kgf/mm2급의 강도를 가지면서 연신율 확보를 위해서는 냉간압연된 판재가 충분히 재결정되어야하므로 최소 1시간 이상 유지하여야 하며, 12시간을 초과하면 생산성저하와 고온 유지에 필요한 에너지 소모량이 증가하여 제조원가가 상승되므로, 상기 소둔시간은 1~12시간으로 제한하는 것이 바람직하다.
이후 냉각은 상소둔 조건을 고려하여 강도 증가에 따른 연신율 감소를 방지하기 위하여 공냉으로 실시하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 하기 표 2의 조건으로 재가열, 마무리 열간압연, 권취, 냉간압연 및 소둔하였으며, 이후 공냉하였다.
강종 C Mn Si P S Al N Mo B
비교강A 0.15 6.5 0.5 0.02 0.002 0.11 0.0017 0.05 0.0015
발명강A 0.15 6.5 1.0 0.02 0.002 0.10 0.0020 0.05 0.0013
발명강B 0.15 6.5 1.5 0.02 0.002 0.13 0.0019 0.05 0.0015
비교강B 0.1 4 0.5 0.02 0.002 0.11 0.0017 0.05 0.0015
비교강C 0.15 4 0.5 0.02 0.002 0.11 0.0017 0.05 0.0015
비교강D 0.2 4 0.5 0.02 0.002 0.11 0.0017 0.05 0.0015
구분 강종 재가열
온도
(℃)		 재가열
시간
(분)		 마무리열간압연온도(℃) 권취
온도
(℃)		 냉간
압하율
(%)		 소둔
온도
(℃)		 소둔
시간
(시간)
비교예1
비교강A		 1200 60 900 620 15 645 12
비교예2 1200 60 900 620 30 645 12
비교예3 1200 60 900 620 45 645 1
비교예4 1200 60 900 620 60 645 1
발명예1
발명강A		 1200 60 900 620 30 645 12
발명예2 1200 60 900 620 45 645 12
발명예3 1200 60 900 620 60 645 12
발명예4 1200 60 900 620 75 645 12
발명예5

발명강B		 1200 60 900 620 15 645 12
발명예6 1200 60 900 620 30 645 12
발명예7 1200 60 900 620 45 645 12
발명예8 1200 60 900 620 60 645 12
발명예9 1200 60 900 620 75 645 12
비교예5 비교강B 1200 60 900 620 45 620 12
비교예6 1200 60 900 620 45 645 12
비교예7 비교강C 1200 60 900 620 45 620 12
비교예8 1200 60 900 620 45 645 12
비교예9 비교강D 1200 60 900 620 45 620 12
비교예10 1200 60 900 620 45 645 12

상기와 같이 제조된 시편을 이용하여 강도와 연신율 및 가공성을 나타내는 항복비를 구하였으며, 그 결과는 하기 표 3과 같다.
구분 항복강도
(kgf/㎟)		 인장강도
(kgf/㎟)		 균일연신율
(%)		 전체연신율
(%)		 항복비
비교예1 69.01 113.20 29.44 34.72 0.61
비교예2 68.30 116.92 21.98 31.69 0.58
비교예3 82.75 107.68 26.79 32.40 0.77
비교예4 83.16 109.11 23.07 30.08 0.76
발명예1 65.40 124.92 14.49 24.20 0.52
발명예2 65.90 126.87 16.30 19.30 0.52
발명예3 66.00 129.33 13.66 18.00 0.51
발명예4 64.50 130.35 9.62 15.00 0.49
발명예5 64.20 129.50 15.32 20.60 0.50
발명예6 64.10 131.00 8.69 18.40 0.49
발명예7 63.80 135.20 12.90 15.90 0.47
발명예8 63.90 138.40 10.26 14.60 0.46
발명예9 62.40 138.70 8.12 13.50 0.45
비교예5 80.50 93.60 33.20 40.00 0.86
비교예6 80.50 93.60 33.20 40.00 0.86
비교예7 43.00 57.80 21.20 35.20 0.74
비교예8 38.60 57.70 24.00 37.40 0.67
비교예9 42.30 60.40 18.40 34.50 0.70
비교예10 39.50 59.90 22.50 37.20 0.66

판재의 가공성은 재료의 항복비와 밀접한 관계를 갖게 되는데, 항복비가 낮을수록 가공성은 향상된다.
상기 표 3에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 발명예1~9는 120kgf/mm2 이상의 인장강도를 가질 뿐만 아니라 0.6 이하의 항복비를 가져 가공성도 매우 우수함을 알 수 있다. 그러나, 본 발명의 범위를 벗어난 비교예1~10은 120kgf/mm2 미만의 인장강도를 갖거나 0.6 이상의 항복비를 갖는 것을 알 수 있다.
도 1은 본 발명에 따라 제조된 발명강A, B와 비교강A의 냉간압하율에 따른 인장강도 및 항복강도를 나타낸 그래프이다. 도 1에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 발명강A, B는 120kgf/mm2 이상의 인장강도를 가지며, 비교강A는 그렇지 못함을 알 수 있다.
또한, 발명강의 경우 냉간압하율이 증가하고 Si함량이 증가할수록 인장강도와 항복강도가 증가하게 되는데, 이는 냉간압하율이 증가할수록 조직이 미세해지고, Si함량이 증가할수록 오스테나이트의 안정도가 증가하여 가공경화율이 커지기 때문이다.
도 2는 본 발명에 따라 제조된 발명강A, B와 비교강A의 냉간압하율에 따른 전체연신율 및 항복비를 나타낸 그래프이다. 도 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 발명강A, B는 0.6 이하의 항복비를 가져 가공성이 매우 우수하나, 비교강A는 그렇지 못함을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 120kgf/mm2 이상의 높은 인장강도와 0.6 이하의 낮은 항복비를 갖는 가공성이 뛰어난 고강도 강을 제조할 수 있어, 이를 이용하여 자동차 구조용 부품을 제조할 경우 높은 강도의 부품을 용이하게 제조할 수 있는 효과가 있다.

Claims (2)

  1. 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.7~1.7%, Mn: 4.0~7.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.005% 이하(0%는 제외), Al: 0.05~0.15%, N: 0.003% 이하(0%는 제외), B: 0.0001~0.002%, Mo: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하여 이루어지는 가공성이 우수한 120kgf/mm2이상의 강도를 가지는 초고강도 강.
  2. 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.7~1.7%, Mn: 4.0~7.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.005% 이하(0%는 제외), Al: 0.05~0.15%, N: 0.003% 이하(0%는 제외), B: 0.0001~0.002%, Mo: 0.01~0.05%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1200~1250℃에서 60~180분 동안 재가열하는 단계;
    상기 재가열한 슬라브를 Ar3~Ar3+100℃에서 마무리 열간압연하고, 560~680℃에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취한 열연판을 15~75%의 압하율로 냉간압연하고, 620~650℃에서 1~12시간 동안 상소둔한 다음 공냉하는 단계;를 포함하여 이루어지는 가공성이 우수한 120kgf/mm2이상의 강도를 가지는 초고강도 강의 제조방법.
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