KR101185320B1 - 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 C: 0.10~0.20wt%, Mn: 1.40~2.00wt% 이고, Si: 0.2~0.5wt%, B: 0.0001~0.0020wt% 중에서 선택된 1종 및 Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 최종조직은 마르텐사이트 상분율이 90~100vol%이다.

본 발명에 의하면, C, Mn을 기본조성으로 하는 강에, Si 또는 B를 선택적으로 첨가하고, 또 Nb, Mo, Cr 원소 중 선택된 1종 이상을 첨가하는 합금설계와 마르텐사이트 변태를 유도함에 의해 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율이 확보되는 초고강도 열연강판의 제조가 가능하다. 따라서 기존의 초고강도 냉연강판을 대체하는 것이 가능하여 원가절감 및 생산성 향상이 기대되는 유용한 이점이 있다.

마르텐사이트, 초고강도

Description

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

본 발명은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율을 갖는 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

기존 자동차 산업은 경쟁이 심화됨에 따라 자동차 품질에 대한 고급화, 다양화 요구가 높아지고 있으며, 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 자체 강성을 증대시키고 연비 효율을 향상시키기 위한 노력을 하고 있다.

그 예로, 자동차 차체 등 구조부재에 사용되는 초고강도 강판은 DP(Dual Phase), TRIP(Transformation Induced Plasticity), MS(Martensitic), CP(Complex Phase) 등이 있다.

이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재, 실사이드 등 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며 롤포밍을 이용해 가공하기 때문에 높은 인장강도와 더불어 높은 연신율을 가져야 한다.

이런 자동차 구조부재용 부품은 현재 440~590MPa급으로 적용이 활발히 되고, 향후 780~1470MPa급 초고강도 강판으로 대체되어 경량화 및 충격흡수능이 향상될 전망이다.

그러나 이러한 강들은 초고강도에 따른 연신율의 감소는 피할 수 없어 열간압연 후 냉연 및 소둔열처리(CAL,Continuous Annealing Line) 또는 열연후 급속냉각을 통한 열처리인 HPF(Hot Press Forming)같은 신규공정을 거쳐야 하기 때문에 제조비가 상승하는 단점이 있다.

그 중에서도 1180MPa급 이상의 강판은 연신율이 5% 미만으로 원활한 생산및 부품으로의 성형이 어려운 상황이다.

따라서, 본 발명의 목적은 상기한 바와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 자동차 구조부재로서 사용되던 기존의 초고강도 냉연강판을 대체하여 냉연 및 소둔 열처리 공정을 생략하고 열연공정만으로 초고강도를 확보하며 강도-연성 밸런스도 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 C: 0.10~0.20wt%, Mn: 1.40~2.00wt% 이고, Si: 0.2~0.5wt%, B: 0.0001~0.0020wt% 중에서 선택된 1종 및 Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 최종조직의 마르텐사이트 상분율이 90~100vol%인 열연강판이다.

상기 열연강판은 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율을 갖는다.

상기 마르텐사이트를 제외한 나머지 10% 이하는 베이나이트와 잔류 오스테나 이트이다.

상기 Nb, Mo, Cr원소는 합이 0.6wt% 이하를 만족한다.

C: 0.10~0.20wt%, Mn: 1.40~2.00wt% 이고, Si: 0.2~0.5wt%, B: 0.0001~0.0020wt% 중에서 선택된 1종 및 Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 1150~1250℃로 재가열한 후, 700~900℃로 마무리 열간압연하는 단계; 및 200~350℃까지 냉각한 다음 권취하는 단계를 포함한다.

상기 냉각은 50~100℃/sec의 냉각속도로 수행한다.

상기 Nb, Mo, Cr원소는 합이 0.6wt% 이하를 만족하도록 함유된다.

본 발명은 C, Mn을 기본조성으로 하는 강에, Si 또는 B를 선택적으로 첨가하고, 또 Nb, Mo, Cr 원소 중 선택된 1종 이상을 첨가하는 합금설계와 마르텐사이트 변태온도로 냉각하는 것에서 마르텐사이트 조직의 상분율이 90~100vol%인 초고강도 열연강판을 제조한다.

이 열연강판은 합금설계와 마르텐사이트 변태온도 냉각만으로 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율이 확보됨으로, 인장강도 1180MPa 이상의 CAL, HPF공정을 이용한 초고강도 냉연강판을 대체하는 것이 가능하고, 강도 증가로 인한 강판의 두께를 감소시킬 수 있으므로 자동차의 총 중량을 감소시켜 연비 효율 향상에 기여할 수 있다. 특히, 열연공정만으로 최종 제품을 제조하므로 제조비의 절감효과가 큰 효과가 있다.

또한, 연신율이 8%이상으로 높아 자동차 구조부재로 성형하여 부품 적용시, 성형성이 우수하여 복잡한 부품형상의 가공이 용이한 효과가 있다.

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

본 발명은 C: 0.10~0.20wt%, Mn: 1.40~2.00wt% 이고, Si: 0.2~0.5wt%, B: 0.0001~0.0020wt% 중에서 선택된 1종 및 Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

기타 불가피한 불순물은 P: 0초과 0.05wt% 이하, S: 0초과 0.01wt%이하, Al: 0초과 0.1wt%이하, N: 0초과 0.01wt%이하를 포함한다.

제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1150~1250℃로 재가열한 후, 700~900℃로 마무리 열간압연하고 50~100℃/sec의 냉각속도로 200~350℃까지 냉각한 다음 권취한다.

본 발명은 Mn의 함량이 높은 고합금강으로, 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율을 갖는다. 조직은 마르텐사이트 기지에 베이나이트, 잔류 오스테나이트가 미세하게 형성된 3상으로 형성된다.

마르텐사이트 조직의 상분율은 90~100vol%이고, 나머지(베이나이트, 잔류 오스테나이트) 조직의 상분율은 10% 이하이다.

조직은 합금성분 및 냉각패턴에 의해 결정되는 것으로, 마르텐사이트의 상분 율이 90vol% 미만이면 목표강도의 확보가 어렵다. 또한, 강도는 증가시키지만 연신율 등 성형성을 저해하는 펄라이트(세멘타이트)는 불가피할 경우 5vol% 이하로 포함 가능하다.

합금조성에서 B는 Si의 대체원소로서 함유된다. 이는 B와 Si가 소입성 및 결정립 증가 효과가 있으므로 대체 가능하기 때문이다. 하지만 B와 Si를 동시에 첨가하면 과도한 강도 상승으로 연신율이 저하될 수 있다.

그리고, 선택적 첨가원소인 Nb, Mo, Cr의 합은 0.6wt% 이하로 관리한다.

Nb, Mo, Cr는 탄질화물 석출 또는 고용강화 효과를 통해 강도를 확보하기 위한 것이다. 본 발명은 용접성 개선을 위해 C를 0.20wt% 이하, Mn을 2.00wt% 이하로 관리한다. 하지만 Nb, Mo, Cr의 합이 0.6wt%를 초과하면 C와 Mn이 더 함유되는 것과 동일한 효과를 보이기 때문에 용접성이 저하된다.

이하, 본 발명의 합금원소들의 기능 및 함량의 한정 이유에 대해 설명한다

[필수첨가 원소]

C: 0.10~0.20wt%

C는 열간압연 후 급냉시 조직을 마르텐사이트로 만들어 강도를 증가시키는 주요원소이다.

C는 0.10wt% 미만에서는 마르텐사이트 상분율을 90vol% 이상 확보하기 어렵다. 반면 0.20wt%를 초과하면 고용강화 효과로 인장강도가 과도하게 상승하여 연성 및 스트레치-플렌지성이 저하되며 다량의 잔류 오스테나이트 형성으로 내지연 파괴 와 같은 현상이 나타날 뿐 아니라 용접성도 나빠진다.

본 발명에서는 용접성 및 스트레치- 플렌지성 등을 고려하여 C의 함량을 0.10~0.20wt%로 설정한다.

Mn: 1.40~2.00wt%

Mn은 고용강화 원소로서, 강도확보에 필요한 원소인다. 이러한 Mn은 오스테나이트를 안정화하여 2상 영역 온도를 저하시키고 낮은 임계냉각속도에서도 오스테나이트가 펄라이트로 분해되는 것을 방지하여 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.

Mn은 1.40wt% 미만에서는 1180MPa의 인장강도 확보가 불가능하고, 반대로 2.00wt%를 초과하면 경화능이 증가하여 성형성이 떨어지고 슬라브 주조시 두께 중심부에서 매크로/마이크로 편석이 발생하기 쉬워진다. 또한, 용접성도 나빠진다.

따라서, Mn의 함량은 1.40~2.00wt%로 설정한다.

[선택적 첨가원소 1] 선택된 1종

Si: 0.2~0.5wt%

Si는 고용강화 원소로서 인장강도 및 경도를 높여주고, 소재내 생성되는 페라이트를 청정화하여 연신율을 향상하는 효과가 있다. 그러나 본 발명은 초고강도 확보를 위해 마르텐사이트 조직의 상분율이 90~100vol%가 되어야 하므로 페라이트가 생성되지 않는 범위로 첨가한다.

Si는 0.2wt% 미만에서는 강도향상 효과가 없고, 0.5wt%를 초과하면 오스테나 이트-페라이트 변태온도를 높여 페라이트가 생성되게 하므로 마르텐사이트 분율 확보가 어렵다. 또한 SiO2와 같은 비금속개재물을 형성하여 인성을 해치므로 바람직하지 않다.

따라서, Si의 함량은 0.2~0.5wt%로 설정한다.

B: 0.0001~0.0020wt%

B는 Si의 대체원소로서 함유된다.

B는 극히 미량으로도 담금질성을 향상시키고 결정립을 증가시켜 강도를 향상시킨다.

B는 담금질 효과를 위해 0.0001wt% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, 0.0020wt% 를 초과하여 첨가될 경우 결정립계에 편석을 발생시켜 재질의 편차를 가져오고 연신율을 저하시키는 원인이 된다.

따라서, 0.0001~0.0020wt% 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

[선택적 첨가원소 2]선택된 1종 이상

Nb: 0.01~0.05wt%

Nb는 Nb(C,N) 형태의 석출물을 형성하거나 Fe 내 고용강화를 통하여 강의 강도를 개선한다. 경우에 따라, 기본 첨가원소를 저감할 경우 Nb를 첨가하여 성형성을 해치지 않으면서 강도를 증가시킬 수 있다.

Nb는 0.01wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.05wt%를 초과하면 석출강화효과 가 과다하여 강도가 크게 증가되므로 연성이 저하되는 문제점이 있다.

따라서, Nb의 함량은 0.01~0.05wt% 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

Mo: 0.3~0.6wt%

Mo는 강 조직상 오스테나이트 상태의 크리프 파단강도의 향상에 기여하며 소입성을 향상시켜 강도를 증가시킨다.

Mo는 0.3wt% 미만에서는 그 효과가 미흡하고, 0.6wt%를 초과하여 첨가시 용접부(HAZ)의 인성 그리고 현장 용접성을 악화시키고 B가 첨가되는 경우 B의 경화능 효과를 손상시킨다.

따라서, Mo의 함량은 0.3~0.6wt%로 설정한다.

Cr: 0.3~0.6wt%

Cr은 소입성 원소로 경도, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 그러나 Cr을 다량 첨가시 용접성에 유해하다.

Cr은 0.3wt% 미만에서는 강도 확보가 곤란하고, 0.6wt%를 초과하면 용접성이 급격하게 저하된다.

[기타 불가피한 불순물]

P: 0초과 0.05wt% 이하

P은 세멘타이트의 형성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가되지만, 첨 가되지 않는 것이 바람직하다. 0.05wt%를 초과하면 용접성이 악화되고 슬라브 중심 편석에 의해 최종재질편차가 발생하는 문제가 있으므로 0.05wt% 이하의 범위로 제한한다.

S: 0초과 0.01wt%이하

S는 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로서 강판 내 유화물 또는 입계에 편석된 상태로 존재하면서 강판의 가공성을 저하시킨다. 일반적으로 자동차 구조부재용 열연강판의 황 함유량은 0.01wt%이하로 제한하는데 이는 황의 입계편석에 따른 연신율 저하 및 입계취화를 방지하기 위함이다.

Al: 0초과 0.1wt%이하

Al은 탈산제로 주로 사용되는 원소로서, 슬라브 제조시 균열을 방지하는 기능을 갖는다.

하지만 0.1wt%를 초과하여 함유되면 오스테나이트 상 중의 탄소확산을 촉진하여 강도가 저하되며, 연주특성도 불량해지므로 그 상한치를 0.1wt%로 제한한다.

N: 0초과 0.01wt%이하

N은 연성에 악영향을 주는 원소로, 가급적 낮게 유지하는 것이 유리하고, N이 과잉으로 존재하면, 질화물이 다량으로 석출하고, 연성의 열화를 일으키기 쉽다. N의 함량은 0.01wt% 이하로 억제하는 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 원하는 두께로 압연하는 열간압연 공정, 냉각 및 권취 공정으로 나뉘며 각 공정은 아래와 같다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정]

상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 주조시 편석된 성분을 재고용하여 균질한 오스테나이트를 형성하기 위해 1150~1250℃에서 소정시간, 예를 들어, 1~3시간 동안 재가열 한다.

재가열 온도는 1150℃ 미만이면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 강도가 낮아진다.

재가열 시간은 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 냉각전 강판의 조직이 오스테나이트 조직을 갖도록 700~900℃로 마무리 열간압연한다.

마무리 열간압연온도는 페라이트 변태없이 100% 마르텐사이트 또는 마르텐사이트 기지에 적정 베이나이트로 냉각되도록 한다.

마무리 열간압연온도가 700℃보다 낮으면 마르텐사이트에 비해 베이나이트, 페라이트, 펄라이트 조직 상분율이 높아져 인장강도가 저하되고, 900℃보다 높으면 취성이 증가할 수 있다.

열간압연 후에는 50~100℃/sec의 냉각속도로 200~350℃까지 냉각한 다음 권취한다. 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되도록 오스테나이트를 임계냉각속도이상으로 급냉한다.

냉각속도가 50℃/sec보다 느리면 오스테나이트가 베이나이트나 페라이트로 변태가 발생할 수 있고, 100℃/sec보다 빠르면 취성이 증가할 수 있다.

권취온도는 200℃보다 낮은 경우 권취시 응력이 너무 많이 걸려 권취가 어려운 문제가 발생되고, 350℃를 초과하는 경우 C확산으로 마르텐사이트 분율 확보가 어려울 수 있다.

이하, 상술한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 발명예와 다른 비교예를 대비하여 설명하기로 한다.

표 1은 본 발명의 발명예와 다른 비교예의 성분비를 나타낸 것이다.

(잔부 Fe, 단위:wt%)

구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Mo	Cr	B	비고
1	0.15	0.3	1.82	0.004	0.003	0.04	-	-	-	-	비교예
2	0.18	0.3	1.82	0.002	0.003	0.04	-	-	0.48	-	발명예
3	0.18	0.3	1.78	0.002	0.005	0.02	-	0.52	-	-	발명예
4	0.18	0.3	1.82	0.004	0.003	0.03	-	0.2	-	-	비교예
5	0.12	-	1.51	0.002	0.003	0.03	0.03	-	0.31	0.0015	발명예
6	0.18	0.3	1.78	0.002	0.003	0.03	0.03	0.42	-	-	발명예
7	0.18	0.3	1.78	0.002	0.003	0.03	-	0.3	0.3	-	발명예
8	0.18	0.3	1.78	0.002	0.003	0.03	0.03	0.3	0.3	-	비교예

구분	조업조건			냉각 속도 (℃/sec)	두께 (mm)	기계적 특성			최조직 Vm(vol%)	용접성	비고
	SRT (℃)	FDT (℃)	CT (℃)			TS (MPa)	YP (MPa)	EL (%)
1	1250	850	200	55	2.8	1063	676	12.1	83	양호	비교예
	1250	850	350	56	2.8	872	527	9.9	82	양호	비교예
	1250	850	500	48	2.8	664	545	19.7	62	양호	비교예
2	1250	850	200	54	2.8	1385	901	10.2	100	양호	발명예
	1250	850	350	60	2.8	1285	986	8.7	100	양호	발명예
	1250	850	500	52	2.8	819	734	13.6	83	양호	비교예
3	1250	850	200	52	2.8	1454	945	9.7	98	양호	발명예
	1250	850	350	60	2.8	1349	1017	8.3	97	양호	발명예
	1250	850	500	53	2.8	831	694	15.8	87	양호	비교예
4	1250	850	200	63	2.8	1016	694	15.8	89	양호	비교예
	1250	850	350	58	2.8	887	724	9.6	82	양호	비교예
	1250	850	500	51	2.8	707	652	19.4	69	양호	비교예
5	1250	850	200	54	2.8	1190	804	8.1	95	양호	발명예
	1250	850	350	60	2.8	1187	812	8.2	93	양호	발명예
	1250	850	500	55	2.8	889	725	9.9	73	양호	비교예
6	1250	850	200	51	2.8	1190	824	8.2	95	양호	발명예
	1250	850	350	60	2.8	1188	816	8.3	94	양호	발명예
	1250	850	500	53	2.8	920	702	12.6	79	양호	비교예
7	1250	850	200	54	2.8	1140	1016	8.2	98	양호	발명예
	1250	850	350	60	2.8	1136	978	8.3	95	양호	발명예
	1250	850	500	52	2.8	836	699	12.6	88	양호	비교예
8	1250	850	200	53	2.8	1142	1015	8.2	100	불량	비교예
	1250	850	350	58	2.8	1139	998	8.4	98	불량	비교예
	1250	850	500	52	2.8	988	712	12.9	75	불량	비교예

(SRT:재가열 온도, FDT:열간압연 마무리 온도, CT:권취온도, TS:인장강도, YP:항복강도, EL:연신율, Vm:마르텐사이트 상분율)

상기 표 1과 같이 조성된 슬라브를 사용하여 다음과 같은 열간압연조건에 의해 제조된 시편의 기계적 성질을 측정한 결과는 표 2에 나타내었다.

제조방법은 표 1의 합금조성을 갖는 슬라브를 1250℃로 재가열한 후, 850℃에서 2.8mm두께로 열간압연을 마무리하고 표 2에 제시된 냉각속도로 200~500℃까지 냉각한 다음 권취한다.

표 1과 표 2를 살펴보면, Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상 첨가한 발명예(2,3,6,7)에서 1180MPa 이상의 인장강도와 8%이상의 연신율이 확보됨을 알 수 있다.

또한, Si 대체원소로 B를 첨가한 발명예(5)의 경우도 1180MPa 이상의 인장강도와 8%이상의 연신율이 확보됨을 알 수 있다. 이 경우, B가 Si와 동일한 효과를 냄을 알 수 있다.

비교예(1)은 Nb, Mo, Cr 미첨가 강으로 강도가 낮았다. 물론, 권취온도를 200℃로 저온 권취를 하는 경우 강도 상승 효과가 있었지만 목표강도를 확보하지는 못했다.

반면, 비교예(4)의 경우 Mo가 첨가되었으나, 함량이 낮아 강도 확보가 어려웠다.

비교예(8)의 경우는 조직 상분율과 강도, 연신율을 모두 만족했다. 그러나 선택적 첨가원소인 Nb, Mo, Cr의 합이 0.6wt% 이하로 관리되지 않아 용접성이 나빴다. 이는 Nb, Mo, Cr 원소가 C와 Mn이 더 함유되는 것과 동일한 효과를 보이기 때문이다.

한편, C, Si, Mn 및 Nb, Mo, Cr 원소가 상술한 범위를 만족하더라도 권취온도가 500℃인 경우에는 목표강도가 확보되지 않았다. 이는 마르텐사이트 변태 개시온도보다 높은 온도에서 권취가 이루어진 때문으로 보인다. 따라서 마르텐사이트 분율이 낮고 그에 따라 목표강도가 확보되지 않았다.

도 1에는 발명예 2,3,5의 200℃에서 권취한 조직을 보인 광학현미경 사진이 도시되어 있다.

도 1에 도시된 바에 의하면, 미세하고 균일한 마르텐사이트 조직이 확보됨이 확인된다. 발명예 2의 경우는 100% 마르텐사이트 조직이 확보된 경우이고, 발명예 3과 발명예 5는 마르텐사이트 조직에 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 선택된 1종 이상이 혼합된 것이다.

따라서, C, Mn을 기본조성으로 하는 강에, Si 또는 B를 선택적으로 첨가하고, 또 Nb, Mo, Cr 원소 중 선택된 1종 이상을 첨가하는 합금설계와 마르텐사이트 변태온도로 냉각하는 것에서 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율이 확보되는 열연강판의 제조가 가능함을 알 수 있다.

참고로, 인장강도와 연신율의 상한치를 제시하지 않은 것은, 본 발명의 경우 인장강도와 연신율은 그 값이 크면 클수록 좋기 때문이다.

이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

도 1은 표 1, 표 2의 발명예 2,3,5로 200℃에서 권취한 조직을 보인 광학현미경 사진.

Claims (7)

1. C: 0.10~0.20wt%, Mn: 1.40~2.00wt% 이고, Si: 0.2~0.5wt%, B: 0.0001~0.0020wt% 중에서 선택된 1종 및 Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고,

   최종조직의 마르텐사이트 상분율이 90~100vol%인 열연강판이며,

   상기 마르텐사이트를 제외한 나머지 10% 이하는 베이나이트와 잔류 오스테나이트인 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
2. 청구항 1에 있어서,

   상기 열연강판은 1180MPa 이상의 인장강도와 8% 이상의 연신율을 갖는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
3. 삭제
4. 청구항 1에 있어서,

   상기 Nb, Mo, Cr원소는 합이 0.6wt% 이하를 만족하도록 함유되는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
5. C: 0.10~0.20wt%, Mn: 1.40~2.00wt% 이고, Si: 0.2~0.5wt%, B: 0.0001~0.0020wt% 중에서 선택된 1종 및 Nb: 0.01~0.05wt%, Mo: 0.3~0.6wt%, Cr: 0.3~0.6wt% 중에서 선택된 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고,

   1150~1250℃로 재가열한 후, 700~900℃로 마무리 열간압연하는 단계; 및

   200~350℃까지 냉각한 다음 권취하는 단계를 포함하여,

   최종조직의 마르텐사이트 상분율이 90~100vol%이고, 상기 마르텐사이트를 제외한 나머지 10% 이하는 베이나이트와 잔류 오스테나이트가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
6. 청구항 5에 있어서,

   상기 냉각은 50~100℃/sec의 냉각속도로 수행하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
7. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서,

   상기 Nb, Mo, Cr원소는 합이 0.6wt% 이하를 만족하도록 함유되는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.

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