KR20100107774A - 고장력 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고장력 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 탄소(C) 0.04~0.10wt%, 실리콘(Si) 0.10~0.60wt%, 망간(Mn) 0.8~3.0wt%, 황(S) 0.006wt% 이하, 인(P) 0.02wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%, 질소(N) 0.010wt% 이하를 포함하고, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 구성되며, 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직을 갖는다.

본 발명에 의하면 인장강도와 연신율 및 신장플랜지성이 우수하면서도 홀 확장성의 재질편차가 없는 열연강판을 제조하는 것이 가능하다. 따라서 섀시 등 자동차용 구조부재에 널리 상용화될 수 있는 이점이 있다.

열연강판, 홀 확장성

Description

고장력 열연강판 및 그 제조방법{High strenth hot rolled steel sheet, and method for manufacturing the same}

본 발명은 고장력 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 연신율과 신장플랜지성이 우수하고 홀 확장성의 재질편차가 일정한 인장강도 600MPa 이상의 고장력 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

철강수요의 대부분을 차지하고 있는 자동차 산업은 전 세계적으로 자동차 연비향상과 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 차체 중량을 감소시키고 강성을 증대시키려는 노력을 하고 있다.

최근 자동차업계에서는 자동차 경량화 및 소비자들의 욕구를 충족을 위해 고강도이면서 차체중량 저감 효과가 큰 열연강판의 수요가 증가하고 있다. 이에 따라 자동차의 경량화에 따른 고가공성 고장력 열연강판을 제조하기 위해 다양한 연구들이 진행되고 있다.

일반적으로 자동차에서 복잡한 형상의 제조가 필요한 부분에는 냉연강판이 주로 사용되고, 자체의 보강재나 휠(Wheel), 섀시(Chassis) 등의 구조부재에는 열연강판이 주로 사용된다.

열연강판의 가공성은 굽힘성, 장출성 및 신장플랜지성 등으로 구분하고 있는데, 자동차의 휠(Wheel), 디스크(Disk), 로워암(Lower Arm) 등의 자동차용 섀시부품에서 요구되는 성질은 홀 확장성으로 평가되는 신장플랜지성과 연성 고항복비에 따른 내피로성이다.

하지만 최근 범용으로 사용되고 있는 석출경화형 열연강판의 경우 강도가 증가함에 따라 연신율 및 신장플랜지성이 저하되고, 권취된 코일 전폭으로 냉각속도차이에 따른 홀 확장성의 재질편차를 발생되어 자동차 섀시부품에 적용하기에는 문제가 있다.

이러한 문제를 개선하기 위한 종래의 기술로는 일본특허 특개소 57-70257호, 평6-49591호, 평6-293910호, 일본특허 JP91358007 및 대한민국 공개특허공보 2003-55339호가 있다.

하지만 기존 특허에서는 열연공정 중 일정한 공냉 유지구간을 두는 제어냉각을 통해 홀 확장성을 높이므로 냉각속도에 영향을 크게 받는 복합조직강, 변태조직강의 경우에는 재질특성이 불균일하게 나타나는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 합금성분에 따른 CCT곡선을 미리 계산한 후 최적의 열간압연 공정조건을 도출하여 고강도와 우수한 연신율 및 홀 확장성으로 대변되는 신장플랜지성이 우수하고 재질편차가 없는 고장력 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 탄소(C) 0.04~0.10wt%, 실리콘(Si) 0.10~0.60wt%, 망간(Mn) 0.8~3.0wt%, 황(S) 0.006wt% 이하, 인(P) 0.02wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%, 질소(N) 0.010wt% 이하를 포함하고, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 구성되며, 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직을 갖는다.

상기 페라이트는 60~70%의 분율을 갖고, 상기 베이나이트는 30~40%의 분율을 갖는다.

상기 니오븀과 바나듐은 Nb:V=1:2~6[wt%]의 비율로 함유된다.

탄소(C) 0.04~0.10wt%, 실리콘(Si) 0.10~0.60wt%, 망간(Mn) 0.8~3.0wt%, 황(S) 0.006wt% 이하, 인(P) 0.02wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%, 질소(N) 0.010wt% 이하를 포함하고, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를 Ac3 이상의 온 도에서 균질화하고, 800~900℃에서 마무리 열간압연을 행하여 430~470℃ 사이에서 권취한다.

상기 마무리 열간압연 후에는 상기 권취온도까지 35~45℃/sec의 냉각속도로 냉각한다.

상기 니오븀과 바나듐은 Nb:V=1:2~6[wt%]의 비율로 함유된다.

본 발명은 니오븀, 바나듐의 함량조절과 실리콘 망간의 함량을 최적화하여 인장강도와 연신율 및 신장플랜지성으로 대변되는 홀 확장성이 향상된 강판을 제조한다.

또한, 본 발명은 합금성분에 따른 CCT곡선을 미리 계산한 후 런 아웃 테이블(ROT)상의 최적의 냉각속도와 권취온도를 도출하여 열연강판 전폭으로 재질이 균일한 강판을 제조한다.

따라서 인장강도와 연신율 및 신장플랜지성이 우수하면서도 홀 확장성의 재질편차가 없는 열연강판을 제조하는 것이 가능하므로 섀시 등 자동차용 구조부재에 널리 상용화될 수 있는 효과가 있다.

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

탄소(C) 0.04~0.10wt%, 실리콘(Si) 0.10~0.60wt%, 망간(Mn) 0.8~3.0wt%, 황(S) 0.006wt% 이하, 인(P) 0.02wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%, 질소(N) 0.010wt% 이하를 포함하고, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다.

이러한 조성을 갖는 강슬라브를 가열로에서 Ac3 이상의 온도로 가열하고, 800~900℃의 마무리 온도로 열간압연을 종료한 후 430~470℃ 온도범위에서 권취한다. 마무리 열간압연 후에는 권취온도까지 35~45℃/sec의 냉각속도로 냉각한다.

본 발명은 용접성 향상을 위해 탄소(C), 실리콘(Si), 망간(Mn)의 함량을 최적화한다.

그리고, 결정립 미세화를 통한 강도를 확보하고 연신율을 향상을 위해 니오븀의 일부를 바나듐으로 대체하여 첨가한다. 즉, 결정립 미세화 효과에 영향이 큰 니오븀을 저감하고 저온 석출이 활발한 바나듐 원소를 첨가하여 저온 석출을 최대한 조장한다.

이를 위해 니오븀과 바나듐을 Nb:V=1:2~6[wt%]의 비율로 첨가한다. 바나듐은 니오븀 함량의 2배 미만으로 첨가되면 고강도 확보가 어렵고, 니오븀 함량의 6배 이상으로 첨가되면 효과 포화로 원가상승을 유발한다.

바람직하게는 니오븀과 바나듐은 Nb:V=1:5[wt%]의 비율로 첨가한다. 이는 니오븀과 바나듐이 1:5의 비율로 첨가될 경우 고강도 확보와 더불어 홀 확장성이 가장 우수하기 때문이다.

그리고, 합금성분에 따른 CCT곡선(연속 냉각 변태 곡선)을 미리 계산한 후 런 아웃 테이블(ROT)상의 최적의 냉각속도와 권취온도를 도출한다. 이는 열간 마무리 압연 후 냉각속도 및 석출물 첨가원소에 따라 강판의 재질특성이 변하기 때문이 다.

또한, 니오븀과 바나듐을 Nb:V=1:2~6[wt%]의 비율로 첨가하면 도 1에 도시된 바와 같이, CCT곡선에서 페라이트 생성온도가 상승하고 권취온도가 낮아져 기존의 다단냉각에서 적용되어온 후단부 급냉하던 것을 런아웃테이블(ROT) 전구간에서 서냉하게 된다.

권취는 베이나이트 범위로 하여, 페라이트와 베이나이트 및 미세 석출물로 이루어진 조직이 되도록 하는 것이다. 베이나이트는 분율을 용이하게 제어할 경우 홀 확장성을 향상시킨다. 베이나이트 분율은 실리콘과 망간을 첨가하여 조절한다.

페라이트는 평균입계사이즈가 2~20㎛로 60~70%의 분율을 갖고, 제 2상인 베이나이트는 30~40%의 분율을 갖는다. 이러한 페라이트와 베이나이트의 분율은 강도와 연성의 균형을 맞춘다. 여기서, 페라이트는 바람직하게는 폴리고날페라이트이다. 폴리고날페라이트는 둥근 다각형 형상의 조직으로 페라이트 보다 신장플랜지성에 더 효과적이다.

그리고, 페라이트의 평균입계사이즈는 상기 범위를 만족하지 않을 경우 강도저하를 수반한다.

본 발명의 기본성분이 되는 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.

탄소(C) 0.04~0.10wt%

탄소(C)는 고장력강으로서 필요한 강도의 확보를 위해 불가결한 원소이다. 하지만 다량 첨가시 신장플랜지성 및 스팟용접성이 저하되므로 그 상한치를 0.10wt%로 한다. 하지만 소재의 강도를 확보하기 위해 0.04wt% 이상은 첨가되어야 한다.

실리콘(Si) 0.10~0.60wt%

실리콘(Si)은 페라이트에 고용되는 페라이트 안정화 원소로 연성의 열화없이 강도를 상승시키는 고용강화원소이다. 실리콘은 0.10wt% 미만 첨가시 페라이트의 강도가 감소하므로 0.10wt% 이상의 첨가가 필요하다. 하지만 과잉첨가시 열연강판의 표면에 산화스케일에 의한 표면결함을 발생시키고 용접성을 저하시키므로 그 상한치를 0.60wt%로 한다.

망간(Mn) 0.8~3.0wt%

망간(Mn)은 고용강화와 소입성을 개선하는 효과를 통해 강의 강도를 상승시킨다. 망간은 펄라이트 변태를 억제하고 베이나이트조직을 얻기 위해 불가결한 성분이지만 그 함량이 0.8wt% 미만이면 목적하는 효과를 얻을 수 없고, 3.0wt%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하된다. 또한 망간은 3.0wt%를 초과하면 폴리고폴날 페라이트가 충분히 생성되지 않고, 열간압연시 가공성 열화를 초래한다.

황(S) 0.006wt% 이하

황(S)은 인성 및 용접성을 저해하고 사상압연에서 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 강의 가공중 크랙을 발생하며, 과다 첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하는 원인이 되므로 신장플랜지성에 악영향을 미치게 된다. 따라서 황은 함량을 0.006wt%이하로 제한한다. 하지만 황은 첨가하지 않는 것이 가장 바람직하다.

인(P) 0.02wt% 이하

인(P)은 고용강화 효과가 높으면서 r값(소성변형비)의 저하가 적은 원소로 소량첨가에 의한 효과가 상당하다. 상기 인은 함량이 증가할 경우 결정입계에 편석되어 2차가공취성을 발생시킨다. 따라서 상기 인의 함량은 0.02wt% 이하로 규제한다.

알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%

알루미늄(Al)은 탈산제 및 탄화물 형성 원소이다. 알루미늄은 강 중의 질소와 결합하여 AlN을 형성시켜 조직을 미세화하며 강 중의 산소를 제거함으로써 슬라브의 제조시 균열을 방지하는 기능을 갖는다. 알루미늄은 0.02wt% 미만으로 첨가되면 그 효과가 미비하고, 1.0wt%를 초과하여 첨가되면 가공성을 저해한다.

바나듐(V) 0.02~0.10wt%

바나듐(V)은 니오븀과 같이 탄질화물 원소로 강의 강도를 높이기 위해 첨가된다. 바나듐은 0.02wt% 미만으로 첨가되면 미세하게 분산된 복합탄화물의 양이 충분하지 않고, 0.10wt%를 초과하여 첨가되면 석출량이 포화되어 강도증가를 더 이상 보이지 않는다. 이에 따라 복합탄화물이 조대해져 강도가 저하되므로 바나듐의 상 한치는 0.10%로 제한한다.

니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%

니오븀(Nb)은 C또는 N과 결합하여 NbC, NbN 석출물을 석출한다. 이러한 석출물은 열간압연과 이상역 소둔시 입계성장을 가로막아 결정립사이즈를 미세화한다. 고용원소로 니오븀은 강도향상 역할을 하고 오스테나이트가 마르텐사이트보다 먼저 저온변태상으로 변태하는 것을 막는다.

니오븀은 0.01wt% 미만으로 첨가되면 석출량이 너무 적어 석출경화로 인한 강도향상의 효과를 기대할 수 없고, 첨가량이 0.06wt%를 초과하면 항복강도를 증가시켜 연성을 감소시키게 된다. 따라서 니오븀의 함량은 0.01~0.06wt%범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

질소(N) 0.010wt% 이하

질소(N)는 탄질화물 형성원소로 연성에 악영향을 주므로 그 함유량을 가급적 낮게 유지하는 것이 유리하다. 질소는 강 중에 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되고, 연성의 열화를 일으키기 쉬우므로 상한치를 0.010wt%로 제한한다.

하지만 전기로재의 경우 질소는 0.008~0.010wt% 범위로 제어된다. 질소는 티타늄, 니오븀, 바나듐과 결합되어 질화물을 형성하고, 그에 따라 티타늄의 양을 줄이므로 될 수 있는 한 저감할 필요가 있다. 하지만 제강수준 및 원가를 고려하여 0.008~0.010wt% 사이의 범위로 제한한다.

본 발명은 상기 강판의 성분들을 함유하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 이때, 불가피한 불순물의 혼입은 최소로 한다.

상술한 조성에 의해 페라이트 보다 바람직하게는 폴리고날페라이트와 베이나이트가 기본인 2상 조직강을 제조하며, 상기 2상 조직강은 NbC, NbN, VC, VN 중 1종 또는 2종 이상으로 이루어지는 석출물을 생성하여 강도를 확보하고 페라이트 입자를 충분히 성장시켜 홀 확장성인 신장플랜지성이 저하되지 않도록 한다.

상술한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서 제조되는 강판의 연신율과 신장플랜지성은 금속의 조직을 제어하는 공정에 따라 크게 변화되므로 이하, 각 공정별 제조조건을 상세히 설명한다.

[가열로 공정]

주조시 편석된 성분을 재고용하기 위하여 슬라브를 가열로에서 Ac3이상의 온도에서 가열한다. 재가열온도는 낮을 경우 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높을 경우 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트 입도가 조대화되므로 강도가 감소된다.

슬라브는 두께에 따라 가열 온도 유지시간이 조절가능하다. 예를 들어 두꺼워질수록 재가열시간을 길게 유지하고 두께가 얇아질수록 유지시간을 짧게 한다. 적정유지시간은 1~2시간이며 그 이상 유지할 경우에는 경제적으로 비효율적이고, 너무 짧을 경우에는 균질화 정도가 미비하여 품질이 나빠지는 문제가 발생할 수 있 다.

[열간압연, 냉각, 권취 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브를 800~900℃에서 열간압연을 마무리한 후 35~45℃/sec의 냉각속도로 냉각하여 베이나이트 온도인 430~470℃ 사이에서 권취한다.

마무리 열간압연 온도는 변태 후 페라이트의 입도에 영향을 미친다. 마무리 압연온도가 800℃보다 낮으면 압연시 압하력이 과다하여 압연 통판성에 좋지 못한 영향을 끼치게 되고, 900℃를 초과하게 되면 조직이 너무 조대해져 강도와 연성의 저하를 가져오게 된다. 따라서 800℃~900℃의 온도범위로 열간압연 제어하는 것이 바람직하다.

35~45℃/sec의 냉각속도는 CCT곡선의 노이즈부를 피할 수 있는 냉각속도로, 35℃/sec 미만이면 페라이트 분율이 감소하고 펄라이트 변태가 발생하여 강도확보가 어렵고, 45℃/sec를 초과하면 에시큘러 타입의 페라이트 분율이 많아지고, 페라이트가 마르텐사이트로 변태하여 인성이 저하되는 문제점이 발생된다.

이하, 상술한 고장력 열연강판 및 그 제조방법을 실시예를 통해 설명하기로 한다.

[실시예]

표 1의 조성을 가지는 강슬라브를 840~900℃에서 마무리 열간압연한 다음 460℃에서 권취하되, 마무리 열간압연 후 권취온도까지 냉각속도를 20 ~ 80℃/sec범위로 변경하면서 실험한 강판의 시편을 채취하여 강도와 연신율 및 홀 확장성을 측정하였다.

표 1은 본 발명의 발명강과 비교강의 성분비를 나타낸 것이고, 표 2는 표 1의 발명강과 비교강의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타낸 것이다.

(단위:wt%)

구분	C	Si	Mn	P(max)	S(max)	Al	Cr	V	Nb	N	비고
A1	0.08	0.15	1.40	0.02	0.005	0.03	0.01		0.02	40	비교강
A2	0.08	0.15	1.50	0.01	0.005	0.03	0.01		0.04	40	비교강
B1	0.05	0.15	1.50	0.01	0.003	0.03	0.01	0.05	0.02	80	발명강
B2	0.05	0.15	1.50	0.01	0.003	0.03	0.01	0.10	0.02	80	발명강

CT			460℃
냉각속도	구분	FDT	TS(MPa)	YS(MPa)	EL(%)	λ(%)
20℃/sec	A1	870	601	522	30	54
	A2	870	601	519	26	52
	B1	870	605	527	30	60
	B2	870	608	532	29	62
35℃/sec	A1	870	605	532	29	50
	A2	870	602	529	28	53
	BA	870	609	541	29	62
	B2	870	611	556	27	68
40℃/sec	A1	870	610	529	26	75
	A2	870	607	532	18	80
	B1	870	613	544	27	86
	B2	870	617	567	26	95
45℃/sec	A1	870	615	556	26	65
	A2	870	612	553	19	52
	B1	870	616	567	25	80
	B2	870	620	569	24	82
80℃/sec	A1	870	619	549	22	55
	A2	870	618	560	15	60
	B1	870	623	555	23	75
	B2	870	632	568	24	76

[FDT: 열간압연 마무리 온도, CT:권취온도, TS(MPa):인장강도, YS(MPa):항복강도, EL(%):연신율, λ:홀 확장성(신장플랜지성)을 나타내는 지수]

비교강 A1과 비교강 A2는 니오븀 단독 첨가강으로 탄소 함량이 발명강에 비해 상대적으로 높다.

발명강 B1과 발명강 B2는 니오븀 단독 첨가가 아닌 니오븀, 바나듐 복합첨가 강으로 열간압연 중 재결정에 영향을 주는 니오븀의 함량을 줄이고 대신 바나듐의 함량을 증가시킨 것이다.

표 2를 살펴보면, 발명강 B1과 발명강 B2를 기준으로 한 니오븀과 바나듐의 함량분포와 냉각속도에 따라 열연강판의 홀 확장성에 차이가 있음이 확인된다. 발명강 B1과 발명강 B2의 경우 비교강 A1과 비교강 A2 보다 홀 확장성이 우수하다.

그리고, 발명강의 경우에도 마무리 열간압연 후 권취온도까지 냉각속도가 35~45℃/sec를 만족하는 경우 홀 확장성이 더 우수하다.

도 2에 도시된 바에 의하면, 발명강 B1과 발명강 B2의 경우 냉각속도에 따른 홀 확장비(HER, Hole Expansion Ratio) 증가율이 비교강 A1과 비교강 A2보다 더 우수함을 알 수 있다.

또한, 도 3의 조직사진에서도 발명강 B2의 조직이 비교강 A2의 조직이 더 균일함을 알 수 있다.

그리고, 도 4에 도시된 그래프에 의하면, 열연강판 전폭의 인장강도, 항복강도, 연신율이 균일함을 알 수 있다. 이는 열연강판의 재질특성을 균일하게 하여 홀 확장성의 재질편차를 최소화 한다. 여기서, 열연강판 전폭은 열연강판의 폭을 의미한다.

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 기존 성분계의 CCT곡선과 본 발명 성분계의 CCT곡선을 도시한 상태도.

도 2는 표 1의 성분계를 가지는 강의 마무리 열간압연 후 권취온도까지의 냉각속도에 따른 홀 확장비(HER, Hole Expansion Ratio)를 나타낸 그래프.

도 3은 표 1의 비교강 A2(a)와 발명강 B2(b)의 미세조직을 비교하여 나타낸 현미경 조직사진.

도 4는 본 발명에 의한 고장력 열연강판 전폭의 인장강도, 항복강도, 연신율을 나타낸 그래프.

Claims (6)

1. 탄소(C) 0.04~0.10wt%, 실리콘(Si) 0.10~0.60wt%, 망간(Mn) 0.8~3.0wt%, 황(S) 0.006wt% 이하, 인(P) 0.02wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%, 질소(N) 0.010wt% 이하를 포함하고, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 구성되며, 미세조직이 페라이트와 베이나이트의 복합조직을 갖는 고장력 열연강판.
2. 청구항 1에 있어서,

   상기 페라이트는 60~70%의 분율을 갖고, 상기 베이나이트는 30~40%의 분율을 갖는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판.
3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,

   상기 니오븀과 바나듐은 Nb:V=1:2~6[wt%]의 비율로 함유되는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판.
4. 탄소(C) 0.04~0.10wt%, 실리콘(Si) 0.10~0.60wt%, 망간(Mn) 0.8~3.0wt%, 황(S) 0.006wt% 이하, 인(P) 0.02wt% 이하, 알루미늄(Al) 0.02~1.0wt%, 바나듐(V) 0.02~0.10wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.06wt%, 질소(N) 0.010wt% 이하를 포함하고, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를

   Ac3 이상의 온도에서 균질화하고, 800~900℃에서 마무리 열간압연을 행하여 430~470℃ 사이에서 권취하는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판의 제조방법.
5. 청구항 4에 있어서,

   상기 마무리 열간압연 후에는 상기 권취온도까지 35~45℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판의 제조방법.
6. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,

   상기 니오븀과 바나듐은 Nb:V=1:2~6[wt%]의 비율로 함유되는 것을 특징으로 하는 고장력 열연강판의 제조방법.

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