KR20190076788A - 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 건설 중장비, 상용차 프레임, 보강재 등에 사용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내충격특성이 우수한 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT IMPACT RESISTANCE PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 건설 중장비, 상용차 프레임, 보강재 등에 사용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내충격특성이 우수한 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
건설 중장비 Boom Arm, 상용차 프레임 등에는 고강도 열연강판이 주로 사용되며, 상기 열연강판은 해당 부품의 제조공정과 사용환경에 적합하도록 높은 항복강도와 굽힘성형성, 내충격특성이 동시에 요구된다. 이에, 열연강판의 강도와 성형성을 동시에 향상시키기 위한 기술이 다수 존재한다. 일예로, 페라이트-베이나이트 또는 페라이트-마르텐사이트의 2상 복합조직강으로 제조하거나, 페라이트상 또는 베이나이트상을 기지조직으로 하는 고강도 고버링성 강을 제조하는 기술에 제안되었다. 이외에, 높은 냉각속도를 적용하여 상온까지 냉각하여 마르텐사이트상을 기지조직으로 하는 고강도강을 제조하는 기술도 제안되었다.
한편, 상기 건설 중장비, 상용차 프레임 등에 사용되는 열연강판은 높은 항복강도 이외에, 우수한 충격특성이 요구된다. 특히 상온뿐만 아니라, 다양한 작업환경 및 사용환경을 고려할 때, 저온에서도 우수한 충격특성이 필요하다.
특허문헌 1은 Ti 및 Mo를 포함한 석출물을 분산 석출시킴으로써, 950MPa 이상의 인장강도와 항복비 0.9 이상을 확보할 수 있으나, 고가의 합금성분을 다량 첨가하여 제조원가가 증가할 뿐만 아니라, 후물 열연 강판에 요구되는 내충격특성을 확보하지 못하는 문제가 있다.
한편, 특허문헌 2는 페라이트와 마르텐사이트의 이상조직(Dual Phase, DP)강을 이용하여 고강도 열연강판을 제공하는 기술을 개시하고 있다. 그러나 단계적 냉각(step cooling) 기술을 이용하는 경우에는 후물로 제조되는 열연 강재에 적용이 어려우며, 이 또한 고가의 합금성분을 다량 첨가함에 따라 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 또한, 복합조직강의 특성상 항복비가 낮게 얻어지게 됨으로써, 원하는 항복강도를 만족시키기 위해서는 지나치게 높은 인장강도 및 다량의 합금원소가 요구된다.
특허문헌 3은 고강도 열연강판을 제조하기 위해서, 열간압연을 종료한 후 냉각속도를 150℃/sec 초과의 고속으로 제어하는 기술을 제시하고 있다. 그러나 너무 빠른 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트를 제조하는 경우에는 항복비가 낮아져 높은 항복강도를 확보하기 어렵고, 항복강도 기준을 충족하기 위해 높은 인장강도가 요구되어 결과적으로 충격특성과 성형성이 저하된다.
특허문헌 4는 권취 온도를 300~550℃로 제어하는 기술을 개시하고 있다. 특허문헌 4와 같이, 300℃ 이상에서 권취하는 경우에는 베이나이트 조직의 형성으로 미세조직이 형상비가 낮은 등축정에 가까워져 성형성에는 유리하나, 내충격특성이 저하된다. 또한, 정확한 권취 온도를 제어하기 어렵고, 재질이 권취 온도에 의존하는 경향에 따라 재질 편차가 심해질 수 있고, 재질 편차를 관리하기 위해서 권취 온도를 높이면 강도를 확보하기 위해 많은 양의 합금원소 첨가가 요구되는 문제가 있다.
일본 공개특허공보 제2003-089848호 일본 공개특허공보 제2003-321737호 일본 공개특허공보 제2003-105446호 일본 공개특허공보 제2000-109951호
본 발명은 우수한 강도를 가지면서, 상온뿐만 아니라 저온에서도 우수한 충격특성을 가진 강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일측면은 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로, 나머지는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 하나 이상을 포함하고,
1㎠ 단위면적 내 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수가 1×103개 이하이고,
1㎠ 단위면적 내 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수가 1×107개 이하인 내충격특성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다.
본 발명의 또다른 일측면은 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 냉각하고, 권취하는 단계;
상기 권취 후, 강판을 850~1000℃의 온도로 2차 재가열하고, 10~60분동안 유지하는 단계;
상기 가열 및 유지된 강판을 0~100℃의 온도까지 30~100℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강판을 100~500℃의 온도범위로 가열하고 10~60분 동안 템퍼링 열처리하는 단계; 및
상기 템퍼링 열처리된 강판을 0~100℃의 온도범위까지 0.001~100℃/s로 냉각하는 단계를 포함하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 의하면, 우수한 강도 특성을 확보하고 상온뿐만 아니라 저온에서도 우수한 내충격특성을 갖는 강판을 제공할 수 있다. 이를 통해, 중장비, 상용차 프레임, 보강재 등에 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 실시예에서의 발명강과 비교강의 항복강도와 샤르피 충격흡수 에너지를 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 강에 적용될 수 있는 다양한 합금성분 및 미세조직의 특징에 따른 강판의 강도와 충격특성의 변화에 대해 깊이 연구하였다. 그 결과, 열연강판의 합금 조성범위를 적절히 제어하고, 미세조직의 기지조직, 탄질화물 및 석출물의 형성을 최적화하여, 우수한 내충격특성과 강도를 갖는 강판을 얻을 수 있음을 인지하고, 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른, 강판에 대하여 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 강판이 갖는 합금 조성범위에 대해서 상세히 설명한다.
본 발명의 강판은 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%를 포함하는 것이 바람직하다. 이하에서는 합금의 성분범위와 관련해서, 특별한 언급이 없는 각 원소의 함량은 중량%이다.
탄소(C): 0.05~0.12%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며, 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 마르텐사이트상 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 충분한 강도 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.12%를 초과하게 되면, 열처리 중 조대한 탄화물 및 석출물의 형성이 과도해져 성형성, 저온 내충격특성이 저하되는 문제가 있으며, 용접성도 열위하게 된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.12%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.5%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성과 내충격특성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.01% 미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 성형성과 내충격특성을 향상시키기 어렵다. 반면, 0.5%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스테일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si 함량은 0.01~0.5%로 하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.8~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열처리 후 냉각과정에서 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 그라나 그 함량이 0.8% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, 2.0%를 초과하게 되면 연주공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열간압연 후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 저온에서의 내충격특성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8~2.0%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
여기서 Al은 Sol. Al을 의미하며, 상기 Al은 주로 탈산을 위해 첨가되는 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만이면, 첨가 효과가 미미하고, 0.1%를 초과하게 되면 질소와 결합하여 AlN이 주로 형성되어 연주 주조시에 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.005~1.2%
상기 Cr은 강을 고용강화시키며, 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 형성을 돕는 역할을 한다. 그러나 그 함량이 0.005% 미만이면 첨가 효과를 얻을 수 없고, 1.2%를 초과하게 되면 Mn과 유사하게 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 저온에서 내충격특성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~1.2%인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.5%
상기 Mo는 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 그러나 그 함량이 0.005% 미만이면, 첨가에 따른 효과를 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하게 되면 열간압연 직후 권취 중에 형성된 석출물이 열처리 중에 조대하게 성장하여 저온에서의 내충격특성을 열위하게 한다. 또한, 경제적으로도 불리하며, 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.005~0.5%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.001~0.01%
상기 P는 고용강화 효과가 높지만, 입계편석에 의한 취성이 발생하여 내충격특성이 열위하게 하는 원소이다. 상기 P의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 분리하다. 반면, 0.01%를 초과하게 되면 전술한 것처럼, 입계편석에 의한 취성이 발생한다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
황(S): 0.001~0.01%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 내충격특성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로 N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있으므로 0.01%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 상기 N의 함량이 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.001~0.03%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나, 상기 Nb의 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.03%를 초과하면 열처리 중 조대한 복합 석출물로 성장하여 저온 내충격특성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.03%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.03%
상기 Ti는 전술한 바와 같이, Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있으며 고용 N이 안정화되어 경화능 향상을 위해 첨가하는 B을 활용하기 유리하다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.03%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 열처리 중 석출물의 조대화로 저온 내충격특성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.03%인 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.001~0.2%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 권취 이후 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 효과적이다. 상기 V의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.2%를 초과하면 조대한 복합석출물의 형성으로 저온 내충격특성이 열위하게 되며, 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.001~0.2%인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0003~0.003%
상기 B은 강중 고용상태로 존재할 경우에 경화능을 향상시키는 효과가 있으며, 결정립계를 안정시켜 저온역에서 강의 취성을 개선하는 효과가 있다. 상기 B의 함량이 0.0003% 미만이면, 상기 효과를 얻기 어렵고, 0.003%를 초과하게 되면 열간압연 중에 재결정 거동을 지연시키며 경화능이 크게 증가하여 성형성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0003~0.003%인 것이 바람직하다.
상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위에서, 다른 합금원소의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
상기 성분 중에서 Mn은 중심부에 편석대를 형성하거나 MnS 등을 석출시키므로 두께 방향 미세조직을 불균일하게 만들어 내충격특성을 현저하게 감소시키는 특성이 있다. 따라서, 유사한 경화능을 갖는 합금원소인 Cr 및 Mo와 함께 적합한 함량으로 제조될 때 미세조직의 균일성과 충격특성이 향상될 수 있다. 이를 위해서, 본 발명에서는 상기 Mn, Cr 및 Mo의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1에서 각 원소 표시는 각 합금성분의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 1]
T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
강판의 두께 중심부에서는 Mn, Cr 등의 편석으로 인해서 재질 차이가 발생할 수 있다. 상기 관계식 1의 조건을 만족하는 경우에는 강의 두께방향으로 미세조직의 불균일성이 감소하여, 강판의 두께(t)의 t/2 및 t/4 위치에서의 경도차이가 30Hv 이하가 되고, 저온에서의 우수한 내충격특성을 향상시킬 수 있다. 한편, 상기 T 값은 1.0 이상, 2.0 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, 고강도강을 제조할 때에는 다양한 탄화물, 질화물, 황화물, 복합 석출물 등이 형성된다. 상기 탄화물, 질화물, 황화물, 복합 석출물 등의 크기가 조대하게 형성되거나 과도하게 많이 형성되면 취성파괴를 유발하여 내충격특성을 열위하게 만든다. 이러한 문제를 해결하기 위해서, 본 발명은 상기 Nb, Ti, N, S, V, Mo 및 C의 함량이 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2에서 각 원소 표시는 각 합금성분의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
상기 관계식 2의 Ti*는 황화물과 질화물을 형성하고 남은 잉여 Ti을 의미할 수 있다. Ti는 N와의 친화력이 우수하여 TiN을 우선 형성하는데 Ti를 첨가하지 않거나, 첨가량이 부족하면 고용 N이 강중 존재하여 경화능 향상 및 내충격특성 향상을 위해 첨가한 B이 BN으로 형성되어 그 효과를 얻을 수 없게 된다. 또한, S도 Ti 및 C와 함께 복합 석출물을 형성하는데, 이는 강의 취성을 증가시키는 황화물인 MnS를 감소시킬 수 있는 효과적인 방법이다. 따라서, 고용 N과 S를 모두 안정화시킬 수 있도록 Ti를 첨가해야 한다.
그러나, 상기 Ti를 과도하게 첨가하면, Nb, V, Mo 등과 함께 석출되는 석출물의 크기가 증가하며, 열처리 중에 더욱 조대하게 성장하게 되며 내충격특성 향상 효과가 없어지게 된다. 상기 관계식 2에서 Nb, Mo, V도 같은 이유로 그 함량을 조절하는 것이 필요하다. 만약 Ti, Mo, V의 첨가량이 너무 적게 되면, 강중 잉여 C이 열처리 중 조대한 탄화물을 형성하여 열처리 후 강의 강도가 감소하며 내충격특성도 열위하게 된다.
한편, 상기 관계식을 만족하여도 조대한 탄화물, 질화물 및 석출물이 과도하게 형성되면, 저온에서의 내충격특성이 열위하게 되므로, 본 발명의 강판은 단위면적 1㎠ 내에서 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수가 1×103개 이하이고, 단위면적 1㎠ 내에서 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수가 1×107개 이하인 것이 바람직하다.
상기 탄화물은 템퍼링 열처리 시 형성되며 이때 조대한 크기로 성장하면 강도가 감소하고, 취성이 커지는 문제가 있어서 작은 크기를 유지하는 것이 바람직하다. 한편, 질화물은 강 슬라브가 제조될 때 고온에서 형성되는데 그 크기가 분포는 주로 Ti 함량에 크게 의존하고 주로 TiN 형태의 질화물을 형성한다. 이 여기 조대한 질화물이 다량 형성되는 경우에는 강도 및 취성을 열위하게 하므로, 상기 탄화물 및 질화물은 단위면적 1㎠ 내에서 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 것이 1×103개 이하인 것이 바람직하다.
한편, 상기 석출물은 주로 열간압연 시 형성되고, 2차 열처리 과정에서도 미량 석출된다. 미세한 크기의 석출물이 미량 형성되는 경우에는 조직 미세화에 기여할 수 있다. 이를 위해서는 단위면적 1㎠ 내 5~50㎚ 크기의 미세한 석출물이 1×105 개 이상 형성되는 것이 바람직하다. 그러나 석출물의 크기가 커지고, 조대한 석출물이 다량 형성되는 경우에는 조직 미세화에 기여하지 못하고 물성 저하를 유발할 수 있으므로, 단위면적 1㎠ 내 50㎚ 이상의 석출물은 1×107개 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로, 바람직하게는 면적분율로 80% 이상 포함한다. 상기 주조직 이외에는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트, 페라이트 등을 포함할 수 있다.
본 발명의 강판은 항복강도 900MPa 이상이며, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 30J 이상인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강판은 강판의 두께(t)의 t/2 및 t/4 위치에서의 경도차이가 30Hv 이하인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명의 강판을 제조하는 방법은 후술하는 방법에 한정되지 않으며, 이는 본 발명자들이 일 예로 제시하는 것이다.
본 발명의 강판을 제조하는 방법은 상기 합금성분과 조성범위를 만족하는 강슬라브를 재가열하고, 열간압연, 냉각하고 권취한 후에, 2차 재가열, 냉각, 템퍼링 열처리 후 냉각하는 과정을 포함한다. 이하, 각 단계에 대해서 상세히 설명한다.
상기 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 조대한 석출물과 TiN이 잔존하게 된다. 재가열 온도가 1350℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1350℃인 것이 바람직하다.
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연한다. 상기 열간압연은 850~1150℃의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다. 1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 반면, 열간압연을 850℃보다 낮은 온도에서 하게 되면, 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 저하된다. 따라서, 상기 열간압연은 850~1150℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연 후 500~700℃의 온도범위까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각종료 온도가 500℃ 미만으로 냉각하면, 이후 공냉에서 국부적인 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 압연판의 재질이 불균일해지고 형상이 나빠지게 된다. 냉각종료 온도가 700℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트상이 발달하며 강중 경화능 원소가 많을 경우 MA(Maretensite Austenite Constituent)상이 형성되어, 미세조직이 불균일해지고 표층부에 스케일층이 두껍게 형성되어 가루형태로 박리되는 문제가 있다. 보다 바람직하게는 550~650℃의 온도까지 냉각한다. 이때 냉각속도가 10℃/sec 미만이면, 목표한 온도까지 냉각하는 시간이 많이 소요되어 생산성이 열위해지며, 70℃/sec를 초과하면 국부적인 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 미세조직이 불균일해지고, 형상도 열위하게 된다.
상기 냉각된 강판을 500~700℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 500℃ 미만에서 냉각하고 권취하게 되면, 강중 베이나이트상과 마르텐사이트상이 불균일하게 형성되고 MA상도 형성되어 초기 미세조직이 불균일하고 형상도 열위하게 된다. 만일 700℃ 보다 높은 온도에서 권취되면 조대한 페라이트상이 발달하며, 강중 경화능 원소가 많을 경우 MA상이 형성되어 미세조직이 불균일해지고 표층부에 스케일층이 두껍게 형성되어 가루형태로 박리되는 문제가 있다. 보다 바람직하게는 550~650℃에서 권취한다.
상기 권취 후, 강판을 850~1000℃의 온도범위로 2차 재가열하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 강판은 권취된 코일이 절판되어 제공될 수 있다. 상기 2차 재가열 처리는 열간압연된 강판의 미세조직을 오스테나이트로 상변태시켜 이후 냉각시 마르텐사이트 기지조직을 형성시키기 위한 과정이며, 이때, 2차 재가열 온도가 850℃ 미만이면 오스테나이트로 변태하지 않고 잔류된 페라이트상이 존재하여 최종 제품의 강도가 열위해진다. 상기 2차 재가열 온도가 1000℃를 초과하게 되면 지나치게 조대한 오스테나이트상이 형성되거나 조대한 석출물의 형성으로 강판의 저온 내충격특성이 열위하게 된다.
상기 2차 재가열은 상기 온도범위에서, 10~60분 동안 유지하는 것이 바람직하다. 유지시간이 10분 미만이면 강판의 두께 중심부에 미변태된 페라이트상이 존재하게 되어 강도가 열위해지고, 유지시간이 60분을 초과하게 되면 조대한 오스테나이트상이 형성되거나 조대한 석출물의 형성으로 강의 저온 내충격특성이 저하된다.
상기 2차 재가열시, 상기 가열 온도(H)와 유지시간(h)은 아래 관계식 3의 조건을 충족하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
R = Exp(-450/(H+273)) * h0.48, 20 ≤ R ≤ 30
(H는 2차 재가열 온도(℃)이고, h는 2차 재가열 유지시간(sec)임)
상기 2차 재가열 전에 강판의 미세조직은 통상 페라이트와 펄라이트 및 미세 석출물을 갖는 조직이며, 2차 재가열시 강 중 페라이트와 펄라이트 조직은 오스테나이트상으로 변태되며, 미세 석출물은 점차 조대화되거나 일부 합금성분은 재고용되어 석출물의 일부는 사라지게 된다. 이와 같은 과정은 주로 상변태와 합금성분의 확산으로 설명되는데 주요 영향인자가 2차 재가열 온도와 시간이다. 2차 재가열 열처리 후 강의 오스테나이트 결정립이 일정한 크기를 갖기 위해서는 상기 관계식 3의 조건을 충족하는 것이 바람직하다. 상기 R 값이 20 미만인 경우에는 미변태된 페라이트 상이 존재할 수 있으며, 30을 초과하는 경우에는 결정립 크기가 국부적으로 50㎛를 초과하여 불균일상 조직이 된다. 상기 R값은 25~30인 것이 보다 바람직하다.
상기 2차 재가열된 강판을 0~100℃의 온도까지 평균 냉각속도 30~100℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각정지 온도가 100℃ 이하이면 강판 두께방향으로 균일하게 마르텐사이트상이 면적분율로 80% 이상 형성되고, 경제적 이유상 0℃ 미만으로 냉각할 필요는 없다. 한편, 상기 냉각속도가 30℃/sec 미만이면 강판 두께방향으로 균일하게 마르텐사이트상을 80% 이상 형성시키기 어려워 강도 확보가 곤란하고, 불균일한 미세조직으로 강의 내충격특성도 열위해진다. 한편, 100℃/sec 초과로 냉각하면 판의 형상 품질이 저하된다.
상기 냉각된 강판을 100~500℃의 온도범위로 가열하여, 10~60분 동안 템퍼링 열처리하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리를 통해 강중 고용C는 전위에 고착되어 적정 수준의 항복강도를 확보할 수 있게 된다. 또한, 상기 냉각으로 통해 100℃ 이하로 냉각된 강판은 마르텐사이트상이 80% 이상으로, 인장강도가 지나치게 높고 굽힘성형이 열위하므로, 상기 온도범위에서 템퍼링 열처리하는 것이 바람직하다. 그러나, 500℃를 초과하게 되면, 강도가 급격하게 감소하며 템퍼취성의 발생으로 강의 내충격특성이 열위하게 된다. 특히, 500℃를 초과하여 열처리하거나 60분을 넘겨 열처리하면, 0.1㎛ 이상의 탄화물과 질화물이 형성되어 강의 내충격특성에 악영향을 미치게 된다. 상기 온도범위에서 10분 미만으로 열처리하면 성형성이 향상되지 않으며 항복강도가 충분히 확보되지 못하고, 60분을 초과하여 열처리하면 강의 인장강도가 감소하고 템퍼취성도 발생하여 강의 내충격특성이 열위하게 된다.
상기 템퍼링 열처리된 강판을 0~100℃의 온도까지 평균 냉각속도 0.001~100℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리된 강판은 템퍼취성을 피하기 위해 100℃ 이하로 냉각하는 것이 필요하며, 0℃ 이상이면 충분하다. 또한, 이때 냉각속도는 100℃/sec 이하이면 충분한 효과를 얻을 수 있고, 0.001℃/sec 미만으로 냉각하면 강의 내충격특성이 저하된다. 보다 바람직하게는 0.01~50℃/sec로 냉각한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해서 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명을 예시하고 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아님에 유의해야 한다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 정해지는 것이다.
(실시예)
하기 표 1 및 2의 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이때, 상기 합금 조성의 함량은 중량%이고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 하기 표 2의 제조조건에 따라서, 강판을 제조하였다.
하기 표 2에서 FDT는 열간압연시 온도, CT는 권취온도를 의미한다. 한편, 강 슬라브의 재가열온도는 1250℃, 열간압연 후 열연강판의 두께는 5㎜로 하였으며, 열간압연 후 냉각속도는 20~30℃/sec로 조절하였고, 템퍼링 열처리 온도와 시간은 각각 350℃와 10분으로 일정하게 하였다. 한편, 2차 재가열 후 냉각은 상온까지 냉각하고, 템퍼링 열처리 후 냉각은 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하였다.
구분 C Si Mn Cr Al P S N Mo Ti Nb V B
비교강 1 0.072 0.03 1 0.96 0.03 0.009 0.003 0.004 0.23 0.02 0.015 0.005 0.001
비교강 2 0.085 0.3 1.8 0.05 0.03 0.007 0.003 0.003 0.25 0.015 0.005 0.01 0.0015
비교강 3 0.1 0.25 1.3 1.1 0.02 0.008 0.002 0.004 0.25 0.02 0.01 0.005 0.002
비교강 4 0.09 0.01 1.8 0.8 0.03 0.01 0.003 0.004 0.05 0.02 0.005 0.005 0.0015
비교강 5 0.088 0.5 1.6 0.5 0.04 0.006 0.002 0.003 0.25 0.03 0.03 0.05 0.0025
비교강 6 0.11 0.1 1.5 0.8 0.04 0.01 0.003 0.003 0.15 0.02 0.025 0.06 0.002
비교강 7 0.11 0.1 1.5 0.8 0.04 0.01 0.003 0.003 0.15 0.02 0.025 0.06 0.002
비교강 8 0.08 0.02 1.9 0.6 0.03 0.005 0.003 0.004 0.2 0.02 0.01 0.006 0.001
비교강 9 0.13 0.05 1.3 0.8 0.03 0.007 0.002 0.005 0.01 0.02 0.002 0.005 0.0015
발명강 1 0.08 0.2 1.5 0.75 0.03 0.007 0.003 0.004 0.13 0.02 0.002 0.005 0.002
발명강 2 0.08 0.4 1.4 0.7 0.03 0.009 0.003 0.0042 0.2 0.02 0.005 0.005 0.0015
발명강 3 0.11 0.3 1.35 0.9 0.03 0.006 0.003 0.0035 0.15 0.022 0.01 0.005 0.002
발명강 4 0.085 0.3 1.25 0.8 0.03 0.006 0.003 0.004 0.15 0.02 0.01 0.005 0.002
발명강 5 0.082 0.2 1.4 0.7 0.03 0.007 0.003 0.004 0.1 0.02 0.01 0.1 0.0018
발명강 6 0.083 0.05 1.5 0.9 0.03 0.007 0.003 0.004 0.25 0.02 0.005 0.005 0.0017
발명강 7 0.106 0.1 1.65 0.9 0.03 0.006 0.003 0.003 0.22 0.025 0.003 0.004 0.0015
구분 FDT
(℃)		 CT
(℃)		 2차재가열 관계식 1 관계식 2 관계식 3
온도
(℃)		 유지시간(sec) 냉각속도
(℃/sec)		 Ti* Q
비교강 1 910 570 900 2100 55 0.84 0.002 0.449 26.80
비교강 2 897 620 900 2400 65 6.00 0.000 0.404 28.57
비교강 3 902 605 890 1800 65 0.94 0.003 0.345 24.80
비교강 4 899 580 980 2400 70 2.12 0.002 0.095 29.28
비교강 5 884 575 900 2100 70 2.13 0.017 0.580 26.80
비교강 6 885 590 980 3000 70 1.58 0.005 0.340 32.59
비교강 7 885 590 880 900 70 1.58 0.005 0.340 17.72
비교강 8 902 570 880 1850 25 2.38 0.002 0.352 25.05
비교강 9 866 605 900 2050 82 1.60 0.005 0.048 26.49
발명강 1 892 620 910 1850 70 1.70 0.002 0.227 25.30
발명강 2 904 570 900 2100 68 1.56 0.001 0.339 26.80
발명강 3 895 580 880 2100 70 1.29 0.006 0.205 26.62
발명강 4 899 560 900 2400 62 1.32 0.002 0.255 28.57
발명강 5 889 575 820 1850 67 1.75 0.002 0.461 25.38
발명강 6 885 585 905 2100 70 1.30 0.002 0.404 26.84
발명강 7 881 590 890 2100 70 1.47 0.010 0.296 26.71
상기 표 2에서 관계식 1 내지 3은 각각 아래의 식으로 구한 것이다.
[관계식 1]
T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
[관계식 2]
Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
(상기 관계식 1 및 2에서, 각 원소 기호는 해당 합금원소의 중량%임)
[관계식 3]
R = Exp(-450/(H+273)) * h0.48, 20 ≤ R ≤ 30
(H는 2차 재가열 온도(℃)이고, h는 2차 재가열 유지시간(sec)임)
상기와 같이 제조된 강판에 대해서, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(T-El)의 기계적 특성을 측정하였고, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(Charpy V-Notched Energy, CVN)를 측정하였고, 미세조직을 관찰하여, 그 결과를 아래 표 3에 나타내었다.
구체적으로 인장강도, 항복강도 및 연신율은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 파괴 연신율을 의미하며 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 시편채취하여 시험한 결과이다. 충격시험의 결과는 3회 실시한 후 평균값이다. 경도 차이(△Hv)는 강판 두께(t)방향 t/2와 t/4 지점에서 Micro-Vickers 경도시험으로 하였으므로, 5회 측정한 평균값이다.
한편, 미세조직은 Nital 에칭법으로 에칭한 후 1000배율의 광학현미경 분석결과와 1000배율 주사전자현미경을 이용하여 분석한 결과를 기준으로 하였으며, 잔류 오스테나이트상은 EBSD를 이용하여 측정하였으며, 이때 3000배율에 분석한 결과이다. 하기 표 3에서 탄질화물의 개수는 단위면적 1㎠ 내 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수를 나타낸 것이며, 석출물의 개수는 단위면적 1㎠ 내 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수를 의미한다. 한편, 표 3에서 미세조직의 분율은 면적%를 의미한다.
구분 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 △Hv CVN(-40℃)
(J)		 탄질화물 개수 석출물 개수 템퍼드 마르텐사이트 분율
(%)		 페라이트 분율
(%)		 잔류 오스테나이트 분율
(%)		 템퍼드 베이나이트 분율
(%)
비교강 1 872 984 12 35 23 1.5
×102 		2.65
×105 		76 0 0 24
비교강 2 915 1006 11 46 15 2.2
×102 		1.8
×104 		95 0 0 5
비교강 3 998 1087 10 53 7 1.1
×102 		2.45
×104 		89 0 0 11
비교강 4 1010 1091 10 24 18 2.1
×102 		7.9
×103 		92 0 0 8
비교강 5 935 1025 11 22 8 6.7
×102 		4.5
×107 		87 0 0 13
비교강 6 1042 1145 9 18 11 7.6
×103 		3.8
×104 		96 0 0 4
비교강 7 892 988 11 17 34 1.2
×102 		2.2
×104 		72 22 0 6
비교강 8 825 937 12 13 40 1.3
×102 		4.5
×104 		69 13 3 15
비교강 9 1098 1168 9 28 8 8.5
×103 		2.3
×103 		91 0 0 9
발명강 1 912 992 14 11 42 1.2
×102 		2.8
×104 		83 0 0 17
발명강 2 908 987 13 14 38 1.6
×102 		2.6
×104 		85 0 0 15
발명강 3 982 1105 11 21 33 1.7
×102 		6.7
×104 		94 0 0 6
발명강 4 945 1020 13 20 35 1.5
×102 		2.65
×105 		84 0 0 16
발명강 5 913 995 13 15 45 1.1
×102 		1.8
×105 		88 0 0 12
발명강 6 984 1084 11 22 36 1.7
×102 		2.4
×104 		92 0 0 8
발명강 7 1028 1136 10 18 33 1.4
×102 		6.5
×104 		93 0 0 7
상기 표 1 내지 3의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 조건을 충족하는 경우에는 높은 강도와 연신율을 갖는 동시에, 우수한 내충격특성을 확보할 수 있다. 참고적으로, 상기 발명강 중에서 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트 외의 조직이 관찰되지 않았는데, 이는 상기 발명강이 2차 열처리 후 냉각속도가 60℃/sec 이상인 때문으로 해석된다. 만일 합금조성의 다소 적고, 냉각속도가 50℃/sec 이하로 낮은 경우에는 페라이트나 잔류 오스테나이트가 일부 형성될 수 있을 것으로 예상된다.
이에 비해, 비교강 1 내지 3은 본 발명의 관계식 1을 충족하지 못한 경우로서, 미세조직 중 템퍼드 마르텐사이트의 양이 부족하거나, 두께 중심부의 편석으로 두께 위치별 미세조직의 차이로 인해 경도 차이가 커졌다.
비교강 4 및 5는 관계식 2의 조건을 충족하지 못한 결과로서, 비교강 4의 경우에는 열간압연 중 형성되는 미세 석출물이 적어 2차 재가열시 오스테나이트 결정립이 불균일하게 성장하여 내충격특성이 상대적으로 좋지 않다. 반면 비교강 5는 강중 잔류하는 조대한 TiN이 많아져서, 석출물이 과다하여 2차 재가열 중 조대한 석출물의 형성으로 내충격특성이 열위해진 경우이다.
비교강 6은 과도한 2차 재가열 처리로 관계식 3의 조건을 충족하지 못한 경우로서, 오스테나이트 결정립이 불균일해져 내충격특성이 열위하게 되었다. 이에 비해, 비교강 7은 비교강 6과 반대의 경우로서, 2차 재가열시 오스테나이트로 모두 변태되지 못하고, 미변태 페라이트상이 존재하여 최종 냉각 후 미세조직 중 템퍼드 마르텐사이트 상분율이 부족하여 충분한 강도를 확보하지 못하였다.
비교강 8은 제조과정에서 2차 재가열 후 충분한 냉각속도로 냉각하지 않아, 페라이트상이 형성되어 최종적으로 템퍼드 마르텐사이트 상분율이 부족하여, 목표로한 강도를 확보하지 못하였다. 비교강 9는 C의 범위가 본 발명 범위를 벗어난 경우로서, 높은 C 함량 및 높은 냉각속도에 의해 높은 강도를 확보할 수 있었으나, 열처리 중 조대한 탄화물이 다량 형성되어, 충격특성이 열위한 것을 알 수 있다.
한편, 상기 표 3의 결과인 비교강과 발명강의 항복강도와 충격흡수 에너지 분포를 도 1에 나타내었고, 도 1에서 본 실시예상 발명강의 범위를 나타내었다.

Claims (13)

  1. 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로, 나머지는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 하나 이상을 포함하고,
    1㎠ 단위면적 내 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수가 1×103개 이하이고,
    1㎠ 단위면적 내 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수가 1×107개 이하인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Mn, Cr 및 Mo의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 1]
    T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 Nb, Ti, N, S, V, Mo 및 C의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 2]
    Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
    Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 두께(t) 기준으로, t/2 위치와 t/4 위치의 경도차가 30Hv 이하인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율로 80% 이상인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 30J 이상인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  7. 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: .001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연 후 냉각하고, 권취하는 단계;
    상기 권취 후, 강판을 850~1000℃의 온도로 2차 재가열하고, 10~60분 동안 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지된 강판을 0~100℃의 온도까지 30~100℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 강판을 100~500℃의 온도범위로 가열하고 10~60분 동안 템퍼링 열처리하는 단계; 및
    상기 템퍼링 열처리된 강판을 0~100℃의 온도범위까지 0.001~100℃/s로 냉각하는 단계
    를 포함하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 재가열은 하기 관계식 3을 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    R = Exp(-450/(H+273)) * h0.48, 20 ≤ R ≤ 30
    (H는 2차 재가열 온도(℃)이고, h는 2차 재가열 유지시간(sec)임)
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 Mn, Cr 및 Mo의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 Nb, Ti, N, S, V, Mo 및 C의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 2]
    Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
    Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
  11. 청구항 7에 있어서,
    상기 강 슬라브의 재가열은 1200~1350℃의 온도범위로 행하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연은 850~1150℃의 온도범위에서 행하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  13. 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연 후 500~700℃의 온도범위까지 10~70℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.

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