KR101149132B1 - 저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.5wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하이고, -60℃에서의 압연방향의 충격인성이 140J 이상이거나, 또는 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하이고, -60℃에서의 압연방향의 충격인성이 90J 이상인, 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
이에 따르면 본 발명은 합금조성에 있어서는 고가의 Ni의 함량을 저감하여 제조단가를 저감할 수 있고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건을 최적화하여 결정립을 미세화시킴으로써, 저온에서의 충격 특성이 현저히 향상된 강재를 얻을 수 있는 이점이 있다.
부등변 부등후 앵글, 재결정 영역, 미재결정 영역

Description

저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법{Steel with superior impact characteristic at law temperature and the method of producing the same}
본 발명은 저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 저온 충격 특성을 향상시키기 위하여, 합금조성에 있어서는 고가의 Ni의 함량을 저감하고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건의 최적화를 통해 결정립을 미세화할 수 있는, 저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로, 혹한지나 극지 등과 같은 지역에서 사용되는 설비나 차량 등에 사용되는 부품의 경우에는 무엇보다 저온 충격인성이 높은 재질이 요구되고 있으며, 특히 대형 선박의 갑판, 선체 주요 부분의 용접구조에 사용되는 형강제품인 부등변 부등후 앵글(inverted angle)의 경우, 저온 충격인성에 대한 요구가 더욱 높아지고 있는 실정이다.
그런데 기존의 강재의 경우, 고강도이면서 -60℃ 정도의 저온에서 높은 충격인성을 만족시키기 위하여 다량의 Ni이 첨가되고 있다. 그러나, Ni은 첨가량 대비 고가의 합금원소이므로 다량 첨가시 실용가치가 떨어지는 문제점이 있다. 또한, 높은 저온 충격인성에 대한 수요가의 요구조건이 높아져 가는 상황에서, 기존의 합금 성분 조정만으로는 이러한 요구조건에 부응하기 어렵다는 문제점도 있다.
본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 저온 충격 특성을 향상시키기 위하여, 합금조성에 있어서는 고가의 Ni의 함량을 저감하고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건을 최적화함으로써 결정립을 미세화할 수 있는 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명의 강재는, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.5wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하이고, -60℃에서의 압연방향의 충격인성이 140J 이상이다.
본 발명의 다른 측면에 따르면, 본 발명의 강재는 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하이고, -60℃에서의 압연방향의 충격인성이 90J 이상이다.
상기 강재는 부등변 부등후 앵글(inverted angle)일 수 있다.
본 발명의 또 다른 측면에 따르면, 본 발명의 강재의 제조방법은, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.5wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 저온 충격 특성이 우수한 강재를 1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 10~40% 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 40~80% 범위가 되도록 열간 압연하고, 최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉한다. 여기서, 상기 최종 압연온도는 770~870℃일 수 있다.
본 발명의 또 다른 측면에 따르면, 본 발명의 강재의 제조방법은, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 저온 충격 특성이 우수한 강재를 1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 10~40% 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 40~80% 범위가 되도록 열간 압연하고, 최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉한다. 여기서, 상기 최종 압연온도는 750~850℃일 수 있다.
또한, 상기 소정의 냉각 속도는 5~15℃/sec 일 수 있다.
본 발명은, 합금조성에 있어서는 고가의 Ni의 함량을 저감하여 제조단가를 저감할 수 있고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건을 최적화하여 결정립을 미세화시킴으로써, 저온에서의 충격 특성이 현저히 향상된 강재를 얻을 수 있는 이점이 있다.
본 발명은, 합금조성에 있어서는 고가의 Ni의 함량을 저감하고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건을 최적화함으로써 결정립을 미세화할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에 의한 저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.
(제1 실시예)
본 발명의 강재는, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.5wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하이고, -60℃에서의 압연방향의 충격인성이 140J 이상이다.
이하, 본 발명의 합금원소들의 기능 및 함량의 한정 이유에 대해 설명한다.
C: 0.06~0.10wt%
C는 강의 강도와 인성을 확보하기 위해 첨가된다. C는 0.06wt% 미만으로 첨가되면 2상 조직의 분율이 저하되어 강도가 낮아지므로 그 효과가 미흡하고 0.10wt%을 초과하면 강도는 증가하나, 충격인성 및 용접성이 저하되는 점, C는 고가의 원소인 점을 고려하여, 함량을 0.06~0.10wt%의 범위로 설정한다.
Si: 0.15~0.35wt%
Si은 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가진다. Si은 함량이 0.15wt% 미만이면 그 효과가 미흡하고, 0.35wt%를 초과하면 용접성과 인성을 열화시킨다. 따라서 함량을 0.15~0.35wt%로 설정한다.
Mn: 1.00~1.50wt%
Mn은 오스테나이트 안정화 원소로서 Ar3온도를 낮추어 제어압연을 영역을 확대시킴으로써 압연에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다.
Mn은 함량이 1.00wt% 미만이면 제 2상의 형성이 부족하여 강도향상에 기여하지 못하고, 1.50wt%를 초과하면 용접성이 열화된다. 따라서 함량을 1.00~1.50wt%로 설정한다.
P: 0 초과 0.025wt% 이하
P은 충격인성을 저하시키는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 하지만 제강과정에서 피할 수 없는 불순물이므로 그 함량을 0.025% 이하로 제한한다.
S: 0 초과 0.025wt% 이하
S은 유화물계 개재물(MnS)을 형성하여 샤르피 충격흡수에너지를 저하시켜 충격인성을 저하시키는 원소로 함유량은 최소화하여야 하지만, 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소임을 고려하여, 그 함량을 0.025wt% 이하로 제한한다.
Nb: 0.02~0.05wt%
Nb은 C, N와 결합하여 탄질화물을 형성한다. 이는 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시키므로 인성향상 및 압연 냉각 후의 석출강화 효과를 가져온다. Nb은 함량이 0.02wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.05wt%를 초과하면 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, 그 함량을 0.02~0.05wt%로 설정한다.
Al: 0.02~0.05wt%
Al은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 제강 공정에 첨가된다. Al은 함량이 0.02wt% 미만이면 탈산효과가 미흡하고, 0.05wt%를 초과하면 비금속개재물인 Al2O3를 형성하여 충격인성을 저하시킨다. 따라서 함량을 0.02~0.05wt%로 설정한다.
Ca: 0 초과 0.005wt% 이하
Ca는 개재물의 형성을 제어하는 원소로, 인성을 개선하고, 두께방향의 연성을 개선하는 데에 효과가 있다. Ca는 함량이 0.005wt%를 초과하면 첨가의 효과가 없으므로, 그 함량을 0.005wt% 이하로 설정한다.
N: 0.006~0.012wt%
N는 질화물을 형성하는 원소로, TiN의 미세석출에 의해 저온인성의 개선에 효과가 있다. N은 함량이 0.006wt% 미만이면 탈산효과가 미흡하고, 0.012wt%를 초과하면 인성을 열화시킨다. 따라서, 함량을 0.006~0.012wt%로 설정한다.
V: 0.02~0.04wt%
V은 냉각 중 탄소와 결합하여 VC탄화물을 형성하여 석출강화 및 결정립 성장 억제에 기여한다. V은 함량이 0.02wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.04wt%를 초과하면 용접성과 인성을 저하시키게 된다. 따라서 함량을 0.02~0.04wt%로 설정한다.
Ni: 0.1~0.5wt%
Ni은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 따라서, Ni은 함량이 0.1wt% 이상 첨가되는 경우 저온인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 그러나 Ni이 고가인 점, 함량이 0.5wt%를 초과하면 적열취 성을 유발하는 점을 고려하여, 그 함량을 0.1~0.5wt%로 설정한다.
Ti: 0.01~0.03wt%
Ti은 질화물을 형성하는 원소로, TiN의 미세석출에 의해 저온인성의 개선에 효과가 있다. Ti은 함량이 0.01wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.03wt%를 초과하면, 인성을 열화시킨다. 따라서 함량을 0.01~0.03wt%로 설정한다.
본 발명은 상기 합금강의 성분들을 포함하고, 나머지는 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세한 혼입도 허용될 수 있다.
한편, 본 발명의 강재는 부등변 부등후 앵글(inverted angle)인 것이 바람직하다. 부등변 부등후 앵글은 형상이 장변(長邊)과 단변(短邊)을 갖는 "￢" 형태로 형성되고, 각 변(邊)의 길이와 두께가 서로 다르게 형성된 형강제품으로 대형 선박의 갑판, 선체 주요 부분의 용접구조에 사용되는 형강제품으로, 부등변 부등후 앵글의 경우, 저온 충격인성에 대한 요구가 더욱 높다.
상기와 같은 조성을 갖는 강재의 주편은 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음 연속주조공정을 통해 제조되며, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건의 최적화를 통해 결정립을 미세화할 수 있다.
이하에서는 제어압연 및 압연 후의 냉각에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강재의 주편을 주조시 편석된 성분을 재 고용하기 위해 1100~1200℃에서 소정시간, 예를 들어, 1.5시간~3.5시간 동안 재가열 한다.
재가열 온도는 1100℃보다 낮으면 주편의 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제점이 있고 1200℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강도확보가 어렵다.
1100~1200℃의 온도범위에서 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 10~40%인 범위로 열간 압연하여, 동적 재결정에 의한 오스테나이트 결정립 미세화를 유도한다. 동적 재결정은 에너지가 가해진 순간 회복-재결정-결정립성장의 3단계를 거치는 것으로 임계변형량을 넘는 변형을 가하였을 경우 발생한다.
상기 재결정 영역에서의 열간 압연 후, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 40~80%인 범위로 열간 압연하여, 재결정을 일으키지 않고 결정립내에서 페라이트 핵을 다량 발생시켜 열간압연 종료후 미세한 조직이 확보되도록 한다. 상기 누적압하율은 상기 범위보다 높거나 낮으면 압연 후 오스테나이트 결정립의 성장이 진행되어 최종제품의 인성확보가 곤란해진다.
최종 압연온도 즉, 압연이 종료되는 온도는 770~870℃인 것이 바람직하다. 이는 열간압연을 종료하는 온도가 770℃ 미만이면 초석 페라이트가 일부 석출하여 재질의 이방성을 야기시키는 문제점이 있고, 870℃를 초과하면 항복강도 저하가 발생하기 때문이다.
열간압연 후에는 5~15℃/sec의 냉각속도로 625~675℃까지 수냉한 다음, 상온까지 공냉하는 냉각단계를 거친다. 여기서, 압연후 조직의 대부분이 연신된 오스테 나이트이므로 이를 가속냉각하여 침상 페라이트와 베이나이트의 혼합조직으로 조직을 제어해야 한다.
가속냉각속도는 가능한 한 빠른 냉각속도가 유리하나, 5℃/sec 미만이면 결정립 성장이 촉진되어 강도확보가 어렵고, 15℃/sec를 초과하면 베이나이트 분율이 증가하여 충격인성이 저하되는 문제점이 발생한다. 따라서, 상기 문제점 및 실생산 가능성을 고려하여 5~15℃/sec 범위의 냉각속도로 가속냉각하는 것이 바람직하고, 냉각정지온도는 마르텐사이트가 생성되지 않는 정도의 온도인 625~675℃로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 제1 실시예에 기재된 합금조성을 갖는 강재의 주편을 전술한 제어압연 및 압연 후의 냉각을 실시하면, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하인 미세화된 결정립을 얻을 수 있다.
아래의 표 1은 각각의 성분 요소가 다른 본 발명의 발명강과 비교강을 나타낸 것이다.
표 2는, 표 1과 같은 조성을 갖는 발명강과 비교강들을 전술한 제어압연 및 압연 후의 냉각을 실시하고, 그 기계적 성질들을 측정한 것이다.
(잔부 Fe, 단위:wt%)
구분 C Si Mn P S V Ni Ti Nb Al Ca N
발명강1 0.07 0.19 1.25 0.025 이하 0.025 이하 0.02 0.35 0.02 0.05 0.03 0.005이하 0.01
발명강2 0.06 0.15 1.45 0.025 이하 0.025 이하 0.04 0.20 0.01 0.03 0.02 0.005이하 0.006
발명강3 0.09 0.344 1.55 0.025 이하 0.025 이하 0.025 0.5 0.03 0.02 0.05 0.005이하 0.012
발명강4 0.01 0.25 1.00 0.025 이하 0.025 이하 0.03 0.12 0.01 0.04 0.03 0.005이하 0.01
비교강1 0.08 0.38 1.47 0.014 0.003 0.038 0.78 - 0.045 0.039 0.0030 0.0089
비교강2 0.12 0.39 1.50 0.013 0.009 0.039 0.73 - 0.050 0.040 0.0028 0.0094
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격인성
(-60℃,J)
발명강1 442 530 25 259
발명강2 458 548 24 187
발명강3 498 575 22 148
발명강4 485 584 26 152
비교강1 472 564 21 92
비교강2 458 531 19 63
표 1과 표 2에 의하면, 비교강1 및 비교강2의 경우, -60℃ 정도의 저온에서 높은 충격인성을 만족시키기 위해 다량 첨가되는 Ni의 함량이 본 발명의 발명강들에 비해 월등히 높음에도 불구하고, 본 발명의 발명강들과 비교하여 충격인성은 훨씬 낮은 수치를 나타내는 것을 확인할 수 있다.
또한, 비교강1 및 비교강2의 Si의 함량이 0.35wt%를 초과하여 인성이 열화된 것을 확인할 수 있으며, 특히 비교강2의 경우 고가의 원소인 C의 함량이 0.10wt%을 초과함으로 인해, 충격인성이 크게 저하된 것을 확인할 수 있다.
즉, 비교강1과 비교강2의 결과로부터, 저온에서의 높은 충격인성을 만족하기 위해서, Ni의 함량을 높이지 않더라도, 다른 합금원소들의 함량을 최적화함으로써, 오히려 충격인성이 향상될 수 있음을 알 수 있고, 특히 비교강2의 경우, C의 함량이 0.10wt%보다 조금만 초과하더라도, 충격인성은 크게 저하된다는 것을 확인할 수 있다.
상기 실험결과로부터, 본 발명과 같이, 합금조성에 있어서는 고가의 Ni의 함량을 저감하고, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건의 최적화를 통해 결정립을 미세화함으로써, 저온 충격 특성이 우수한 강재를 제조할 수 있음을 알 수 있다.
(제2 실시예)
한편, 본 발명의 다른 실시예에 의한 강재는, 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖고, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하이고, -60℃에서의 압연방향의 충격인성이 90J 이상이다.
본 발명의 제2 실시예에 추가되는 합금원소들의 기능 및 함량의 한정 이유는 전술한 제1 실시예에서 기재된 합금원소들의 그것과 동일하다. 다만, 제2 실시예에서는 V, Ni, Ti의 함량을 0wt%로 하고, 상기와 같은 함량의 차이를 반영하여 Si의 함량의 상한을 0.25wt%로 제한하였다는 점에서 제1 실시예와 차이가 있다.
이 경우, 상기 제1 실시예와의 합금원소의 함량의 차이에 의해, 제어압연 및 압연 후의 냉각조건도 다음과 같이 수정된다.
제1 실시예와 마찬가지로, 1100~1200℃에서 소정시간, 예를 들어, 1.5시간~3.5시간 동안 재가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 10~40%인 범위로 열간 압연하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 40~80%인 범위로 열간 압연한다.
여기서, 최종 압연온도 즉, 압연이 종료되는 온도를 750~850℃로 제한한다. 왜냐하면 제2 실시예는 제1 실시예에 비해, 결정립을 미세화하는 합금원소의 중량이 작아서 미재결정 온도영역이 좁아지기 때문에 제2 실시예에서는 최종 압연온도를 제1 실시예에 비해 20℃ 낮출 필요가 있다.
열간압연 이후의 냉각조건은 제1 실시예의 그것과 동일하므로 그 기재를 생략한다.
본 발명의 제1 실시예와 마찬가지로, 본 발명의 제2 실시예에 기재된 합금조성을 갖는 강재의 주편을 전술한 제어압연 및 압연 후의 냉각을 실시하면, 평균결정립의 크기가 10㎛ 이하인 미세화된 결정립을 얻을 수 있다.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 본 기술 분야의 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능함은 물론이고, 본 발명의 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (8)

  1. 삭제
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.35wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, V: 0.02~0.04wt%, Ni: 0.1~0.5wt%, Ti: 0.01~0.03wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강재를
    1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 10~40% 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 40~80% 범위가 되도록 열간 압연하고,
    최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 최종 압연온도는 770~870℃인 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  6. 중량%로 C: 0.06~0.10wt%, Si: 0.15~0.25wt%, Mn: 1.00~1.50wt%, P: 0 초과 0.025wt% 이하, S: 0 초과 0.025wt% 이하, Nb: 0.02~0.05wt%, Al: 0.02~0.05wt%, Ca: 0 초과 0.005wt% 이하, N: 0.006~0.012wt%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강재를
    1100~1200℃로 가열한 후, 재결정 영역에서 누적 압하율이 10~40% 범위가 되도록 열간압연을 하고, 미재결정 영역에서 누적 압하율이 40~80% 범위가 되도록 열간 압연하고,
    최종 압연온도에서 소정의 냉각 속도로 625~675℃까지 가속 냉각한 후 공냉하는 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 최종 압연온도는 750~850℃인 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
  8. 청구항 4 또는 청구항 6에 있어서,
    상기 소정의 냉각 속도는 5~15℃/sec 인 것을 특징으로 하는 강재의 제조방법.
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