KR101066691B1

KR101066691B1 - 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101066691B1
Application number: KR1020080106095A
Authority: KR
Inventors: 한성경; 도형협; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2008-10-28
Filing date: 2008-10-28
Publication date: 2011-09-21
Also published as: KR20100047022A

Abstract

본 발명은 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.30~1.50wt%, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.005~1.00wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.10wt%, 지르코늄(Zr) 0.0005~0.10wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 크롬(Cr) 0.001~0.50wt%, 보론(B) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.03wt% 이하, 황(S) 0.006wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 베이나이트 조직을 40~80vol% 포함한다. 본 발명은 780MPa ~ 1180Mpa 이상의 인장강도와 10%이상의 연신율과 50%이상의 높은 버링가공성이 확보되는 초고강도 강판의 제조가 가능하므로 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고 종래의 440~590MPa 고강도 강판을 대체하여 사용이 가능하므로 초고강도를 통한 자동차 총 중량감소 및 연비 효율 상승을 기대할 수 있고 충격 에너지 흡수능이 향상되는 이점이 있다.

초고강도, 열연강판, 연신율, 버링성

Description

초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법{Hot-rolled steel sheet having ultra-high strength and high burring workability, and method for producing the same}

본 발명은 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 780~1180MPa급 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 산업은 경쟁이 심화됨에 따라 자동차 품질에 대한 고급화, 다양화 요구가 높아지고 있으며, 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 강판의 강도를 증가시키고 무게를 줄여 연비 효율을 향상시키기 위한 노력을 계속하고 있다. 최근 철강업계 및 자동차 업계가 관심을 가지고 연구하는 분야는 고강도, 경량화에 집중되고 있으며, 자동차 디자인이 복잡해지고 소비자의 욕구가 다양화됨에 따라 고강도이면서 가공성과 성형성이 우수한 강을 요구하고 있다.

그 중 자동차 차체등 구조부재나 프레임, 서스펜션 등 샤시류에 사용되는 고강도 강판은 변태유기소성(TRIP : Transformation Induced Plasticity), 이상조직(DP : Dual Phase), 복합조직(CP : Complex Phase)등을 이용하여 개발되고 있다. 이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재 등 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며 롤포밍을 이용해 가공하기 때문에 굽힘가공성 등 높은 연신율을 필요로 하고 있다. 또한 이러한 강들의 제조비를 저감하기 위해 기존의 열연-냉연-소둔열처리 공정수를 줄여서 열연공정만으로 고강도 강판을 제조하기 위한 변화가 일어나고 있다.

자동차 부품에 사용되는 열연강판은 냉연강판에 비해 차체중량의 저감효과가 크기 때문에 열연강판의 고강도화가 또한 급속히 발전하고 수요가 확대되고 있다. 열연강판의 경우 강도가 증가함에 따라 연신율이 저하되는 것이 일반적이다. 따라서 높은 가공성이 필요한 자동차 부품으로 적용에 한계가 있었다. 그러나 최근 다양한 형태의 저온변태조직 및 미변태 오스테나이트상을 적정량 분산시킴으로써 고강도화에 따른 연성 혹은 신장플랜지성의 저하를 억제하거나 개선시킨 열연강판이 개발되고 있다. 특히 열연강판을 성형하는 경우 연성과 버링가공성(구멍확장성)이 중요한데, 일본공개특허 평6-387685호, 일본공개특허 평6-200351호에는 590 ~ 780MPa 급 강도레벨의 강판에 대해 티타늄(Ti), 니오븀(Nb)을 첨가하여 조정함으로써 버링가공성을 향상시키는 기술이 제안되고 있다. 열연강판의 경우 고강도화로 갈수록 석출물 첨가원소를 다량 첨가하기 때문에 강도가 상승할수록 연신율 및 구멍 확장성이 모두 열화되고, 또한 구멍확장성과 연성은 상반되는 경향을 나타내고 있어 고강도화가 진행될수록 우수한 연신율, 구멍확장성을 갖는 강판의 제조가 어려운 실정이다. 그리고, 범용으로 사용되고 있는 석출경화강의 경우 강도가 증가함에 따라 연신율과 신장플랜지성이 저하되므로 자동차 샤시부품에 적용하기 위해서 는 이러한 문제의 개선이 필요하다.

종래 440~590 MPa 급 자동차 구조부재용 고강도 강판은 실리콘(Si)-망간(Mn)계, 탄소(C)-실리콘(Si)-망간(Mn)계 합금에 기타 원소를 첨가하여 DP형(페라이트 및 마르텐사이트 상) 또는 TRIP형 (페라이트, 베이나이트, 오스테나이트 상), CP형(페라이트, 베이나이트, 오스테나이트, 마르텐사이트+석출상)으로 구성된 복합조직강판이 제조되고 있다. 그러나 이런 종래 개발강들은 초고강도 강판을 제조할 시에 강도를 확보하기 위해 탄소, 실리콘, 망간의 함량을 급격히 증가시키고, 석출상을 생성시키기 위해 합금원소를 다량 첨가하여 강도는 만족하지만 성형성(연신율)이 급격히 감소하여 불리한 점이 있다. 또한 이러한 강판들은 다량의 합금원소 첨가로 인한 원재료비 상승과 열연 후 냉연공정 또는 후속공정(열처리 등)을 거쳐야 하기 때문에 제조비가 상승하는 단점이 있다.

따라서 최근 성형성을 개선하기 위해 탄소, 실리콘, 망간을 저감하고 그 대신 핫 프레스 포밍 제조공정을 이용하여 이러한 문제점을 해결하고자 하는 시도가 있었다. 그러나 이 방법의 경우 성형성은 향상되나 고가의 핫 프레스 포밍 장비에 신규투자해야 하는 불리함이 있었다.

한국특허출원 제10-2006-0134128호에서는 망간을 10wt%이상 첨가하여 강판의 강도를 증가시키고 최종조직에서 일정한 오스테나이트가 형성되도록 하는 780MPa 급 강도의 쌍정유기소성(Twin Induced Plasticity)강으로 우수한 연신율(50%이상)과 양호한 버링성(30%이상)을 가지지만 다량의 망간 함유로 인하여 제조비가 매우 증가하게 된다는 문제점이 있다.

또한 한국특허출원 제10-2003-0095240호에서는 인(P)을 0.4~1.0wt% 이상 첨가하여 강판의 강도를 증가시키고 합금원소의 함량을 저감하여 1180MPa 이상의 고강도 강판을 제조하는 방법을 제안하고 있으나 냉연-소둔열처리를 거치며 제조비가 상승하는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 바와 같은 문제점을 고려하여 발명된 것으로서, 본 발명의 목적은 냉연 및 소둔 열처리 공정을 생략하고 열연공정을 제어하여 베이나이트상을 주 기지로 하는 성형성이 우수하고 강도 및 연성 밸런스가 우수한 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 의한 초고강도 고버링성 열연강판은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.30~1.50wt%, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.005~1.00wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.10wt%, 지르코늄(Zr) 0.0005~0.10wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 크롬(Cr) 0.001~0.50wt%, 보론(B) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.03wt% 이하, 황(S) 0.006wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 미세조직은 베이나이트 조직을 40~80vol% 포함하는 조직을 가진다.

본 발명에 의한 초고강도 고버링성 열연강판의 제조방법은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.30~1.50wt%, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.005~1.00wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.10wt%, 지르코늄(Zr) 0.0005~0.10wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 크롬(Cr) 0.001~0.50wt%, 보론(B) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.03wt% 이하, 황(S) 0.006wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지는 강슬라브를, 1200±50℃의 온도로 재가열하여 균질화 열처리하고, 850~950℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 300 ~ 600℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취한다.

상기 열간압연을 마무리 한 후, 30~100℃/sec의 냉각속도로 650~750℃까지 냉각한 다음, 4~15초간 공냉시킨 후, 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~600℃범위까지 냉각한다.

상기 열간압연을 마무리 한 후, 30~100℃/sec의 냉각속도로 바로 300~600℃범위까지 냉각할 수도 있다.

본 발명에 의한 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법에 의하면, 열간압연 제어기술과 냉각제어 기술을 통해 베이나이트의 상분율을 확보하고, 세멘타이트 석출을 제어함으로써 기존의 강판보다 연신율 및 버링가공성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

본 발명에 의한 열연강판은 강도 확보를 위해 소재내에 베이나이트 상을 다량 생성시켜 첨가되는 합금원소를 줄이고도 자동차 구조부재에 중요한 강도를 확보하여 종래 440~590 MPa급 고강도 냉연강판을 대체할 수 있다. 또한 본 발명은 강도의 증가로 인하여 강판의 두께를 감소시켜 자동차 총중량이 감소하는 동시에 연비 효율을 상승시킬 수 있다.

본 발명의 초고강도 고버링성 열연강판을 자동차 구조부재 및 샤시류로 성형하여 부품 적용시, 성형성이 우수하여 복잡한 부품형상의 가공이 가능하다.

이하 본 발명에 의한 초고강도 고버링성 열연강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명은, 합금원소를 조절하고, 열간압연 냉각공정의 제어를 통해 조직의 분율을 변화시킴으로써, 780MPa ~ 1180Mpa 급의 인장강도와 10%이상의 연신율, 50%이상의 매우 높은 버링가공성이 확보되는 초고강도 고버링성 강판를 제조하는 것이다.

본 발명에서는 강판 조직내에 베이나이트를 다량 생성시켜(40% 이상) 버링가공성을 대폭 향상시키고, 망간(Mn)과 보론(B)을 첨가하여 소입성을 향상시켜 제조공정의 부하를 감소시키며, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 지르코늄(Zr)을 미량 첨가하여 고용경화 및 미세한 석출상을 생성시켜 강도를 증가시키고 공정을 감소시키면서 제조비 부담을 감소시켜, 강도 및 연성 밸런스가 우수한 초고강도 고버링성 열연강판을 제조한다.

본 발명의 구체적인 합금 조성은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.30~1.50wt%, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.005~1.00wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.10wt%, 지르코늄(Zr) 0.0005~0.10wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 크롬(Cr) 0.001~0.50wt%, 보론(B) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.03wt% 이하, 황(S) 0.006wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.

상기 열연강판의 미세조직은 베이나이트 40~80vol%, 페라이트 20~60vol%로 되어 있으며, 일부 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트 0~5vol%를 포함할 수도 있다. 또한, 연신율등 성형성을 저해하는 펄라이트(세멘타이트)는 불가피할 경우 5Vol% 이하로 포함가능하다. 상기 베이나이트 상의 입계사이즈는 1~10㎛이고, 페라이트 상의 입계사이즈는 2~20㎛이다.

이하, 본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.05~0.20wt%

탄소는 소재 강도를 확보하기 위해 소량 첨가시 가장 효과적인 원소이다. 소량 첨가시 강도 저하가 일어나므로 0.05wt% 이상 첨가한다. 탄소를 과다 첨가시 용접성이 저하되며 강도 증가에 따른 연신율 및 스트레치-플랜지성이 저하되어 그 상한치를 0.20wt%로 제한한다.

실리콘(Si): 0.30~1.50wt%

실리콘(Si)은 고용강화 원소로서 소재내 생성되는 페라이트를 청정화하여 연신율을 향상하는 효과가 있다. 망간(Mn)을 첨가하는 강 중에서 용접시 용융금속의 유동성을 좋게 하여 용접부내 개재물 잔류를 최대한 감소시키는 원소이며 항복비, 강도 및 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상하며 페라이트내 탄소의 확산속도를 느리게 하기 때문에 탄화물 성장을 억제하며 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시킨다. 0.30wt% 이하시 페라이트의 강도가 감소하고 효과가 미비하며, 1.50wt% 이상 첨가시 화성 처리성 및 용접성이 저하된다. 또한 용융아연도금시엔 표면에 실리콘계 산화물이 농화되어 도금을 지연시키므로 0.5wt% 이내로 첨가한다.

망간(Mn) 1.50~3.00wt%

망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 강도확보에 필요한 원소이다. 또한 소입성 (냉각능)을 확보하여 780MPa 급 이상의 안정된 강도를 얻기 위해서는 1.5wt% 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나 과다 첨가시 경화능이 증가하여 가공성이 열악해지며, 슬라브 주조시 두께 중심부에서 망간밴드 조직이 형성되어 굽힘가공성이 저하하는 동시에 스폿용접(spot welding)시 너겟(nugget) 용접부에서 파괴되는 경향이 있으므로 상한치는 3.00wt%로 한다. 또한 다량으로 첨가되면 매크로/마이크로 편석이 발생하기 쉬워지고, 이들 편석은 버링 가공성을 열화시킨다.

알루미늄(Al): 0.005 ~ 1.00wt% 이하

알루미늄은 주로 탈산제로 사용되는 원소이다. 알루미늄은 실리콘과 마찬가지로 소둔 후 세멘타이트의 석출을 억제함으로써 펄라이트 변태의 진행을 지연시켜 페라이트 결정립을 안정화한다. 또한 저 실리콘계에서도 알루미늄을 다량으로 첨가함으로써 연신율을 열화시키지 않고 화성 처리성을 개선한다.

알루미늄은 소량 첨가시 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성저하를 초래하므로 0.005wt%이상 첨가한다. 그러나 1.0wt%를 초과하는 경우에는 연신율 향상의 효과는 포화되고 화성 처리성 및 용접성이 저하된다.

인(P) : 0.03wt% 이하

인(P)은 알루미늄과 마찬가지로 세멘타이트의 형성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가되기도 하지만, 본 발명에서는 첨가하지 않는 것이 바람직하다. 0.03wt%를 초과하면 용접성이 악화되고 슬라브 중심 편석에 의해 최종재질편차가 발생하는 문제가 있으므로 0.03wt% 이하의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S) : 0.006wt% 이하

황은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로 인성 및 용접성을 저해하고, 유화물계(MnS) 비금속 개재물을 증가시켜 크랙 등의 발생을 야기하므로, 함유되지 않는 것이 바람직하다. 황은 과다첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화시킨다. 특히 황은 버링 가공성을 열화시켜 스트레치-플랜지성에 악영향을 끼치므로 그 상한치를 0.006wt% 이하의 범위로 제한한다.

니오븀(Nb), 바나듐(V): 각 0.02~0.10wt%

니오븀, 바나듐 원소는 미량으로도 탄소, 망간의 강도상승분을 대체할 수 있는 원소들로서, Nb(C,N), V(C,N) 형태의 석출 또는 Fe 내 고용경화를 통하여 강판의 강도를 개선하는 원소들이다. 경우에 따라 용접성 및 강도를 향상시키기 위해서 0.10wt% 이하의 니오븀, 바나듐 중 하나 이상을 추가로 함유하는 것은 본 발명의 취지를 손상시키지 않는다. 0.02wt%이하 첨가시 강도향상효과가 미비하고, 0.10wt%이상으로 첨가될 경우 석출물이 조대해지고 포화되므로 그 범위를 제한한다.

질소(N) : 0.01wt% 이하

질소는 NbN, VN, AlN의 석출물 형성으로 결정립을 미세화하고 강도를 증가시키지만 버링가공성을 확보하기 위해서는 적을수록 좋다.

지르코늄(Zr) : 0.0005~0.10wt%

지르코늄은 소량 첨가시 황화물계의 개재물의 형상을 제어하여 버링 가공성의 향상에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.0005% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편 다량의 첨가는 반대로 강의 청정도를 악화시켜 버링 가공성 및 연신율을 저해한다.

크롬(Cr) 0.10~0.50wt%

크롬은 페라이트 형성원소로서, 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한 소입성을 향상시켜 냉각시 제어에 유리한 원소이다. 크롬이 0.1wt% 이하로 첨가되면 충분한 강도를 얻기 힘들고, 0.50wt% 이상 첨가될 때는 강도와 연신율의 균형이 깨지는 문제가 발생한다.

보론(B) 0.0005~0.0050wt%

보론은 강의 소입성을 향상시키는 원소로, Fe내 고용되거나 강 중의 N과 결합하여 BN상을 석출시켜 강판의 강도를 증가시킨다. 또한 결정입계를 강화하여 2차가공취성을 향상시키는 효과가 있다. 0.0005wt%이하시 효과가 없고 0.0050wt% 이상 첨가될 경우 결정립계에 편석을 발생시켜 재질의 열화를 가져오는 문제점이 있으므로 0.0005~0.0050wt% 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 상기 성분들을 함유하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세량 혼입도 허용된다.

상기한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 이 슬라브를 가열로를 통해 가열하여 판재를 원하는 두께로 압연하는 열간 압연공정, 냉각 및 권취 공정으로 나뉘며 각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정]

슬라브를 재가열하는 공정은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 1200±50℃의 온도 범위로 가열한다. 이는 재가열 온도가 낮으면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대화되면서 강도가 감소하기 때문이다. 또한 슬라브의 두께에 따라 재가열 온도 유지시간을 조절할 필요가 있어 두께가 두꺼워질수록 재가열시간을 길게 유지하고 두께가 얇아질수록 유지시간을 짧게 할 필요가 있다. 적정유지시간은 1~2시간 정도이다. 이 시간 이상 유지할 경우 비경제적이고 너무 짧으면 재질의 균질화 정도가 떨어져 품질이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다.

[열간압연 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브는 열간압연 후 냉각 전까지 강판의 조직이 오스테나이트상의 조직을 갖도록 850~950℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리 하여, 30~100℃/sec의 냉각속도로 650~750℃까지 냉각한 다음, 4~15초간 공냉시킨 후, 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~600℃범위까지 냉각한 후 권취한다.

상기 공냉 시간이 15초를 초과하게 되면 페라이트의 증가가 포화될 뿐만 아니라 제조공정의 제어에 부하를 가한다. 중간온도가 650℃ 이하이면 페라이트 대신에 펄라이트 및 세멘타이트가 생성되어 재질의 열화를 가져오고, 중간온도가 750℃ 이상이면 미세한 페라이트 분율을 얻기가 어렵다. 또한 목표재질에 도달하기 위해 공냉시간을 조절하여 공냉 중 생성된 페라이트 분율을 제어한다.

한편, 980MPa 급 이상의 소재를 제조할 때에는 공냉구간을 실시하지 않고 베이나이트 단상으로 제조하여도 본 발명의 취지를 벗어나지 않는다.

권취후 강판은 베이나이트-페라이트의 2상 조직강을 가진 열연강판이 제조된 다.

권취온도가 600℃ 이상이면 펄라이트 및 세멘타이트가 생성되어 버링 가공성이 저해하고 권취온도가 300℃ 이하이면 오스테나이트가 빠른 냉각속도로 인하여 마르텐사이트로 변태될 수 있으므로, 권취온도 범위를 300~600℃로 제한한다.

표 1은 본 발명의 발명예와 다른 비교예의 성분비를 나타낸 것이다.

구분	화학성분(wt%, 잔부Fe)													Ar3 (℃)
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Mo	Nb	V	Zr	Cr	B (ppm)	N (ppm)	Ar3 (℃)
비교예1	0.078	0.11	1.23	0.015	0.029	0.51	0.05	-	-	-	-	-	35	848
비교예2	0.079	0.12	1.52	0.017	0.028	0.50	0.16	-	-	-	-	-	34	848
발명예1	0.075	0.30	1.55	0.013	0.003	0.05	-	0.05	-	-	-	16	32	841
발명예2	0.082	0.45	1.89	0.015	0.002	0.51	-	0.05	-	0.04	0.22	16	35	828
발명예3	0.099	0.49	2.32	0.015	0.002	0.50	-	0.06	0.95	0.04	0.31	14	33	819

상기 표1과 같이 조성된 슬라브를 사용하여, 1250℃에서 2시간 재가열후, 900℃이상 열간압연후, 680 ℃ 중간온도까지 수냉각 후 5~15초 유지한 뒤, 500℃에서 권취하였다. 자세한 열처리 및 압연조건과 그 기계적 성질을 측정한 결과는 표2에 나타내었다.

구분	열간압연조건				기계적 성질					비고
	가열온도	압연종료온도	냉각중간온도	권취온도	항복강도	인장강도	연신율	강도-연성 밸런스	버링 가공성
	℃	℃	℃	℃	MPa	MPa	%	TS x EL	%
비교예1	1230	910	-	650	550	690	14	9660	70
비교예2	1225	920	-	670	700	750	24	18000	65
발명예1	1230	910	680	550	685	822	18	14796	75
발명예2	1230	910	680	445	920	1190	10	11900	51
발명예3	1230	910	680	420	875	1090	14	15260	65

표 2에서 보는 바와 같이, 본 발명의 예에 의하여 합금원소를 조절하고 열간압연 및 냉각공정을 제어한 강의 경우 780~1180MPa 이상의 인장강도와 10%이상의 연신율을 가지며 50%이상의 매우 높은 버링가공성을 지니는 것을 알 수 있다.

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탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.30~1.50wt%, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.5~1.00wt%, 니오븀(Nb) 0.02~0.10wt%, 지르코늄(Zr) 0.0005~0.10wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 크롬(Cr) 0.001~0.50wt%, 보론(B) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.03wt% 이하, 황(S) 0.006wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지는 강슬라브를,

1200±50℃의 온도로 재가열하여 균질화 열처리하고, 850~950℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 30~100℃/sec의 냉각속도로 300 ~ 600℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하여,

미세조직은 베이나이트 조직을 40~80vol% 포함하고, 780MPa ~ 1180Mpa 급의 인장강도와 10%이상의 연신율, 50% 이상의 버링가공성이 확보되는 열연강판을 얻는 것을 특징으로 하는 초고강도 고버링성 열연강판의 제조방법.
청구항 2에 있어서,

상기 열간압연을 마무리 한 후, 30~100℃/sec의 냉각속도로 650~750℃까지 냉각한 다음, 4~15초간 공냉시킨 후, 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~600℃범위까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고버링성 열연강판의 제조방법.
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