KR101536479B1

KR101536479B1 - 열간 성형용 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101536479B1
Application number: KR1020130163373A
Authority: KR
Inventors: 조재영
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-12-25
Filing date: 2013-12-25
Publication date: 2015-07-13
Also published as: KR20150075319A

Abstract

본 발명은 열간 성형을 거쳐도 강도 및 충격인성의 손실이 적은 열간 성형용 고장력 구조용 강재에 관한 것으로서, 본 발명의 제조 방법에 따라 고장력 구조용 강재를 제조함으로써, 열간 압연 및 냉각 후에 인장강도 700Mpa 이상이며, 800℃의 고온에서 30분 동안 열간 성형 후에도 항복강도 460Mpa 이상, 인장강도 600Mpa 이상, -5℃에서 충격흡수에너지가 100J 이상 확보되는 고장력 강재를 제공할 수 있다.

Description

열간 성형용 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH STEEL FOR HOT FORMING AND PREPARATION METHOD THEREOF}

본 발명은 대형 트럭의 엑슬 하우징(axle housing) 등에 사용되는 열간 성형용 고장력 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 열간 성형을 거쳐도 강도 및 충격인성의 손실이 적은 열간 성형용 고장력 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 구조용 강재의 경우에 열가공제어 고장력 강판의 사용이 증대되고 있다. 하지만 열가공제어 고장력 강판의 경우에는 자동차의 엑슬 하우징과 같이 심가공을 위해서 열간 성형 단계를 거치는 제품에 사용될 때는 강도 하락이 과다하게 되어 강도 보증이 어려워진다.

즉, 열간 성형을 위해서 800℃의 고온으로 가열하게 되면 열가공제어 고장력 강판의 경우에는 열가공제어에 의해서 도입된 하부 미세조직이 회복 및 결정립 크기의 성장에 의해서 강도 및 충격인성이 떨어지게 된다. 따라서, 800℃의 고온에서 열간 성형을 거쳐도 강도 및 충격인성의 손실이 적은 고장력 강판의 개발이 필요하다.

본 발명은 열간 성형 후에도 우수한 인장강도와 충격인성이 확보되는 열간 성형용 고강도 구조용 강재를 제공하고자 한다.

본 발명은 열간 성형 후에도 우수한 인장강도와 충격인성이 확보되는 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.20%, Mn: 1.2~2.5%, Si: 0.2~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, N: 70~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 제외), P: 0.02%이하, S: 0.01%이하를 포함하고, Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 추가적으로 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 하기 관계식 1로 표현되는 질화물 지수(NI)가 0.23~0.5인 열간 성형용 고강도 구조용 강재에 의하여 달성된다.

[관계식 1]

질화물 지수 (NI) = 0.293×Ti + 0.151×Nb + 0.519×Al + 0.275×V + 0.073×Cu + 0.499×Si + 0.180×Cr + 0.076×W

여기에서, 바람직하게는 상기 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 미세조직은, 면적분율로, 페라이트가 15% 이하이고, 잔부는 베이나이트이다.

바람직하게는, 상기 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 인장강도는 700Mpa 이상이고, 상기 열간 성형용 고강도 구조용 강재를 800℃에서 30분 동안 열간 성형한 후의 항복강도는 460Mpa 이상, 인장강도는 600Mpa 이상 그리고 -5℃에서 충격흡수에너지는 100J 이상이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.20%, Mn: 1.2~2.5%, Si: 0.2~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, N: 70~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 제외), P: 0.02%이하, S: 0.01%이하를 포함하고, Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 추가적으로 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 하기 관계식 1로 표현되는 질화물 지수(NI)가 0.23~0.5인 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를, 사상압연누적압하율(%) 및 사상압연개시온도(℃) 값이 하기 관계식 2를 충족하는 조건으로 사상압연하는 단계; 상기 열간압연된 강재를 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하고 베이나이트 변태 완료 온도 (Bf) 이하의 냉각종료온도에서 냉각을 종료하는 단계를 포함하는 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 제조방법에 의하여 달성된다.

[관계식 1]

[관계식 2]

사상압연누적 압하율(%)/사상압연개시온도(℃)≤0.09

본 발명에 따른 열간 성형용 고강도 구조용 강재는 800℃의 고온에서 30분 동안 가열하여도 우수한 강도 및 충격인성을 유지할 수 있다.

도 1은 사상압연누적압하율을 사상압연개시온도로 나눈 값에 따른 페라이트 분율의 변화 및 인장강도의 변화의 일례를 나타내는 그래프이다.
도 2는 800℃의 고온에서 30분 동안 유지한 다음, 공냉한 후에 질화물 지수((NI))에 따른 인장강도의 변화 및 -5℃에서 충격흡수에너지의 변화의 일례를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 열간 성형용 고강도 구조용 강재에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 열간 성형용 고강도 구조용 강재는 중량%로, C: 0.10~0.20%, Mn: 1.2~2.5%, Si: 0.2~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, N: 70~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 제외), P: 0.02%이하, S: 0.01%이하를 포함한다.

이하, 강재의 각 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 단, 각 성분의 함량에 한해서는 특별히 언급하지 않는 한 중량%를 의미함에 유의할 필요가 있다.

C: 0.10~0.20%

C의 함량이 0.10%미만이면 경화능을 충분히 확보할 수 없게 된다. 그러나, C의 함량이 0.2%를 초과하게 되면 탄소당량의 증대로 용접부 물성의 열화가 생기게 되므로 상기 C의 범위를 0.10~0.20%로 한정하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.2~2.5%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.2% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 2.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키므로, 상기 Mn의 함량은 1.2~2.5%로 한정하는 것이 바람직하다.

Si: 0.2~0.8%

Si는 탈산제로 사용되며 질화물 형성에 효과가 있어 유용하지만, 0.8%를 초과하여 첨가되는 경우에는 용접부의 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 한편, 0.2%미만으로 첨가되는 경우에는 질화물 생성 효과가 떨어지므로, 상기 Si의 함량은 0.2~0.8%로 한정하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.10%

Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 가장 중요한 원소이고, 질화물의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열할 경우, 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 페라이트 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 이외에도 본 발명에서는 조압연 후 슬라브가 냉각될 때 낮은 냉각 속도로도 베이나이트를 형성시키게 한다. 상기 효과를 위해, Nb는 0.005%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.10%를 초과하는 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대되므로 바람직하지 않다. 이에 따라, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.10%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~1.0%

Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있고, 강도 또한 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.01%이상의 첨가가 필요하나, 1.0%를 초과하는 경우에는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해할 가능성이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~1.0%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.05~1.0%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상의 첨가가 필요하나, 1.0%를 초과하는 경우에는 용접성을 크게 저하시킬 수 있으므로, 0.05~1.0%의 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.1%

Ti의 첨가는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있고 질화물 형성에 효과적이므로 그 효과를 발현시키기 위해서는 0.005%이상이 첨가되어야 한다. 다만, 0.1%를 초과하는 경우에는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있으므로, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.1%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005~0.5%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이며, 질화물 형성에 유용한 원소이므로 0.005%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.5%를 초과하는 경우에는 연속주조시 노즐막힘을 야기하므로, 상기 Al의 함량은 0.005~0.5%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 70~150 ppm

N의 첨가는 질화물 형성으로 강도를 증가시키는 반면, 인성을 크게 감소시키기 때문에 150ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다. 다만, 70ppm 미만의 경우에는 충분한 질화물 형성이 저하되므로 상기 N 함량의 하한은 70ppm인 것이 바람직하다.

Ca: 60 ppm 이하 (0 ppm 은 제외)

Ca은 CaS로 생성되어 MnS의 비금속 개재물을 억제하기 위해 첨가하며, 이를 위해서는 0.0005% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, 그 함량이 0.006%를 초과하면 강중에 함유된 산소와 반응하여 비금속 개재물인 CaO를 생성하므로 그 상한치는 0.006%로 한정하는 것이 바람직하다.

P: 0.02%이하

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 함유되는 것이 바람직하나, 제조공정상 불가피하게 함유되는 불순물이므로, 그 상한을 0.02%로 한정하여 관리하는 것이 바람직하다.

S: 0.01%이하

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 함유되는 것이 바람직하나, 제조공정상 불가피하게 함유되는 불순물이므로, 그 상한을 0.01%로 한정하여 관리하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 추가적으로 더 포함할 수 있다.

Cu: 0.010~1.0%

Cu는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 한다. 한편, 1.0%를 초과하는 경우에는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로, 상기 Cu의 함량은 0.010~1.0%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.01~2.0%

Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이며, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 한다. 다만, Ni은 고가의 원소이므로 2.0%를 초과하는 경우에는 경제성이 저하되며, 용접성 열화의 문제점도 가지게 된다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.01~2.0%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

V: 0.005~0.3%

V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으므로 열간 성형시 질화물을 효과적으로 형성시킬 수 있는 원소이며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있어 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 0.3%를 초과하는 경우에는 충격인성을 저하시킬 수 있으므로, 상기 V는 0.005~0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.

W: 0.005~0.2%

W는 기지조직의 연화를 방지하고 질화물을 석출하는 효과적인 원소이긴 하나, 고가이므로, 0.005~0.2%의 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물이다. 다만, 통상의 철강 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 강재는 상기 성분조건을 만족하는 것과 동시에 하기 관계식 1과 같이 표현되는 질화물 지수(NI)가 0.23~0.5의 범위를 갖는다.

[관계식 1]

상기 질화물 지수(NI)가 0.23보다 낮을 경우에는 열간 성형 후에 인장강도가 600Mpa을 확보될 수 없게 되며, 0.5를 넘게 되면 조대한 질화물 형성에 따라서 -5℃에서 충격흡수에너지가 100J보다 낮게 된다. 따라서 질화물 지수(NI)는 0.23~0.5가 바람직하다.

예로서, 강재를 800℃의 고온에서 30분 동안 유지 후 공냉한 후에 질화물 지수(NI)에 따른 인장강도의 변화 및 -5℃에서 충격흡수에너지의 변화를 조사하고, 그 결과를 도 2에 나타내었다. 도 2에도 나타난 바와 같이, 상기 질화물 지수(NI)가 0.23보다 낮을 경우에는 열간 성형 후에 인장강도가 600Mpa을 확보할 수 없게 되며, 0.5를 넘게 되면 조대한 질화물 형성에 따라서 -5℃에서 충격흡수에너지가 100J보다 낮게 됨을 알 수 있다.

본 발명의 고강도 구조용 강재의 미세조직은, 면적분율로, 페라이트가 15% 이하이고, 잔부는 베이나이트인 것이 바람직하다. 상기 페라이트 분율이 15 면적%를 초과하는 경우에는 열간가공 전의 인장강도가 700Mpa 이하가 되어 열간가공 후의 항복강도 460Mpa 및 인장강도 600Mpa 이상의 강도를 확보할 수 없기 때문이다.

본 발명의 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 인장강도는 700Mpa 이상이고, 상기 열간 성형용 고강도 구조용 강재를 800℃에서 30분 동안 열간 성형한 후의 항복강도는 460Mpa 이상, 인장강도는 600Mpa 이상 그리고 -5℃에서 충격흡수에너지는 100J 이상인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 제조방법에 따라 강재를 제조하기 위해서는 상기한 조성성분 및 성분관계식을 만족하는 강재를 재가열, 바람직하게는 1050~1250℃에서 재가열하는 재가열단계를 실시한다.

주조중에 형성된 Ti, Nb 탄화물 및 이들의 복합탄화물을 고용시키기 위해서는 1050℃이상의 온도에서 재가열을 실시하는 것이 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도의 상한은 1250℃로 한정하는 것이 바람직하다.

다음에, 상기 재가열된 강재를 통상의 조압연을 적용한 후에 사상압연을 행한다. 이 때, 상기 사상압연은 사상압연누적압하율(%) 및 사상압연개시온도(℃) 값이 하기 관계식 2를 충족하는 조건으로 실시한다.

[관계식 2]

사상압연누적 압하율 (%)/사상압연개시온도(℃) ≤0.09

액슬 하우징 등에 사용되는 고장력 강판의 경우에는 통상의 두께가 20mm 이하의 박물이다. 따라서 통상의 압연의 경우에는 사상압연누적압하율이 매우 높다.

사상압연누적압하율이 높고 사상압연개시온도가 낮게 되어 사상압연누적압하율(%)/사상압연개시온도(℃)의 값이 0.09보다 높게 되면 페라이트 변태가 촉진되어 베이나이트 분율이 줄어들게 된다. 그 결과, 인장강도가 700Mpa보다 낮게 되고 열간 성형 후에 강재의 인장강도가 600Mpa 이상 확보될 수 없게 된다. 따라서, 본 발명에서는 사상압연누적압하율(%)/사상압연개시온도(℃)의 값이 0.09 이하가 되는 조건으로 사상압연을 실시한다.

도 1에는 사상압연누적압하율을 사상압연개시온도로 나눈 값에 따르는 페라이트 분율의 변화 및 인장강도의 변화의 일례가 나타나 있다.

도 1에 나타난 바와 같이, 사상압연누적압하율(%)/사상압연개시온도(℃)의 값이 0.09보다 높게 되면 페라이트 변태가 촉진되어 베이나이트 분율이 줄어들게 되고, 그 결과, 인장강도가 700Mpa보다 낮게 됨을 알 수 있으며, 이러한 경우에는 열간 성형 후에 강재의 인장강도가 600Mpa 이상 확보될 수 없게 된다.

다음에, 상기 열간압연된 강재를 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하고 베이나이트 변태 완료 온도 (Bf) 이하의 냉각종료온도에서 냉각을 종료한다. 상기 냉각종료온도가 베이나이트 변태 완료 온도(Bf) 보다 높게 되거나 상기 냉각속도가 10℃/s보다 낮게 될 경우에는 베이나이트 분율을 충분히 확보할 수 없게 된다. 상기 냉각속도가 50℃/s보다 높게 되면 마르텐사이트 조직이 형성되어 강도가 과도하게 높게 되어 열간 성형성이 저하할 우려가 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하는 것은 아니다.

[ 실시예 ]

하기 표 1 에 기재된 성분계 및 하기 표 2의 두께를 갖는 강 슬라브를 합금성분이 충분히 고용할 수 있는 1200℃로 재가열한 후, 하기 표 2의 조건으로 조압연 및 사상압연하고 냉각하여 표 3의 두께를 갖는 강재를 제조하였다. 이후, 800℃의 고온에서 30분 동안 유지 후 공냉하고 강재의 기계적 물성을 측정한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 상기와 같이 제조된 강재의 베이나이트 분율과 800℃의 고온에서 유지하기 전의 강재에 대하여 인장강도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 표 2에서의 권장조건이란 본 발명의 제조 조건에 따라 제조된 것을 의미한다.

C	Si	Mn	P	S	Al	Ni	Cu	Cr	Mo	Ti	Nb	V	W	N	Ca	질화물지수 (NI)
0.17	0.45	1.5	0.013	0.002	0.03	0	0	0	0	0.015	0.05	0.07	0	0.01		0.271
0.16	0.4	1.4	0.01	0.001	0.015	0	0	0	0	0.01	0.045	0.065	0	0.008	0.0015	0.235
0.18	0.5	1.6	0.02	0.003	0.05	0.1	0.1	0.1	0.08	0.01	0.055	0.075	0	0.012		0.333
0.12	0.55	1.7	0.021	0.0015	0.11	0.2	0.2	0.15	0.2	0.021	0.07	0.083	0.2	0.011		0.428
0.19	0.53	1.8	0.017	0.0014	0.16	0	0	0	0.4	0.25	0	0.077	0	0.0078	0.0013	0.376
1.18	0.3	1.25	0.015	0.0017	0.3	0.3	0.3	0.25	0.28	0.05	0.065	0.055	0.03	0.0098		0.435
0.14	0.25	1.78	0.018	0.002	0.25	0	0	0	0	0.019	0.035	0.1	0	0.0079		0.293
0.05	0.3	1.6	0.02	0.003	0.015	0.1	0.1	0.1	0.08	0.01	0.01	0	0	0.011		0.187
0.15	0.7	1.3	0.023	0.001	0.1	0	0	0.4	0.3	0.15	0	0.1	0.4	0.0055		0.59
0.12	0.1	1.2	0.02	0.003	0.05	0.2	0.2	0.1	0	0.01	0.01	0	0	0.0095		0.113
0.08	0.15	1.3	0.02	0.003	0.02	0	0.1	0.1	0	0.01	0.015	0.02	0	0.012		0.121

상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 제조된 발명강의 경우에는 열간 압연 및 냉각 후에 인장강도 700Mpa 이상이며, 800℃의 고온에서 30분 동안 열간 성형 후에도 항복강도 460Mpa 이상, 인장강도 600Mpa 이상, -5℃에서 충격흡수에너지가 100J 이상 확보되는 고장력 강재의 제조가 가능함을 알 수 있다.

이상 설명한 바와 같이 본 발명의 예시적인 실시예가 도시되어 설명되었지만, 다양한 변형과 다른 실시예가 본 분야의 숙련된 기술자들에 의해 행해질 수 있을 것이다. 이러한 변형과 다른 실시예들은 첨부된 청구범위에 모두 고려되고 포함되어, 본 발명의 진정한 취지 및 범위를 벗어나지 않는다 할 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.10~0.20%, Mn: 1.2~2.5%, Si: 0.2~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, N: 70~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 제외), P: 0.02%이하, S: 0.01%이하를 포함하고, Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 추가적으로 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직은, 면적분율로, 페라이트가 15% 이하이고, 잔부는 베이나이트이며, 하기 관계식 1로 표현되는 질화물 지수(NI)가 0.23~0.5인 열간 성형용 고강도 구조용 강재.
[관계식 1]
질화물 지수 (NI) = 0.293×Ti + 0.151×Nb + 0.519×Al + 0.275×V + 0.073×Cu + 0.499×Si + 0.180×Cr + 0.076×W
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제 1 항에 있어서, 상기 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 인장강도는 700Mpa 이상이고, 상기 열간 성형용 고강도 구조용 강재를 800℃에서 30분 동안 열간 성형한 후의 항복강도는 460Mpa 이상, 인장강도는 600Mpa 이상 그리고 -5℃에서 충격흡수에너지는 100J 이상인 것을 특징으로 하는 열간 성형용 고강도 구조용 강재.
중량%로, C: 0.10~0.20%, Mn: 1.2~2.5%, Si: 0.2~0.8%, Nb: 0.005~0.10%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, N: 70~150ppm, Ca: 60ppm이하(0ppm은 제외), P: 0.02%이하, S: 0.01%이하를 포함하고, Cu: 0.010~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, V: 0.005~0.3% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 적어도 하나의 성분을 추가적으로 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 하기 관계식 1로 표현되는 질화물 지수(NI)가 0.23~0.5인 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를, 사상압연누적압하율(%) 및 사상압연개시온도(℃) 값이 하기 관계식 2를 충족하는 조건으로 사상압연하는 단계;
상기 열간압연된 강재를 10~50℃/s의 냉각속도로 냉각하고 베이나이트 변태 완료 온도 (Bf) 이하의 냉각종료온도에서 냉각을 종료하는 단계를 포함하는 열간 성형용 고강도 구조용 강재의 제조방법.
[관계식 1]
질화물 지수 (NI) = 0.293×Ti + 0.151×Nb + 0.519×Al + 0.275×V + 0.073×Cu + 0.499×Si + 0.180×Cr + 0.076×W
[관계식 2]
사상압연누적 압하율(%)/사상압연개시온도(℃)≤0.09