WO2019031681A1 - 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법 - Google Patents

우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법 Download PDF

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이성학
이규영
류주현
이세웅
손석수
이형수
조민철
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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent strength and elongation, and a manufacturing method.
  • Patent Document 1 discloses a method of forming a high-strength blank by forming a material to have a sufficient austenite structure at a high temperature of 900 ° C or higher, and then subjecting the hot-melted material to a quenching process at room temperature and at the same time, So that a complex shape can be processed while maintaining high strength.
  • the HPF steel as in Patent Document 1 undergoes a process of quenching through contact with a die where water cooling occurs after molding at high temperature, thereby securing the final strength, and this additional process leads to increase in facility investment cost, heat treatment and process cost Of the total population.
  • Patent Document 2 attempts to improve the strength and ductility by controlling the composition of the alloy and including the martensite, austenite and ferrite in the microstructure, but it involves a problem that the cost is increased since it necessarily includes expensive alloying elements such as Cr. Further, since the annealing process is performed after cold rolling and cold rolling, there is a disadvantage in that the time and cost of the process increase.
  • Patent Document 1 Korean Patent Laid-Open Publication No. 2014-0006483
  • Patent Document 2 Korean Patent Laid-Open Publication No. 2012-0113806
  • One aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having excellent strength and elongation by using manganese segregation and a manufacturing method thereof.
  • An embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, C: 0.05 to less than 0.4%, Mn: 10 to 15%, Al: less than 2%, Si: 0.1 to 2% ), V: not more than 0.5% (excluding 0), P: not more than 0.01%, S: not more than 0.01%, and the balance of Fe and other unavoidable impurities and having a microstructure in area% Hot rolled steel sheet having excellent strength and elongation including 20% or less of secondary martensite (excluding 0), epsilon martensite: 2% or less (excluding 0) and retained austenite: 8 to 30% .
  • Another embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, at least one of C: less than 0.05% and less than 0.4%, Mn: 10 to 15%, Al: less than 2%, Si: 0.1 to 2% ), V: not more than 0.5% (excluding 0), P: not more than 0.01%, S: not more than 0.01%, and the balance Fe and other unavoidable impurities at 1150 to 1250 ⁇ ; Hot-rolling the reheated slab at 900 to 1100 ⁇ ⁇ to obtain a hot-rolled steel sheet; Winding the hot-rolled steel sheet at 500 to 700 ° C; Cooling the rolled hot-rolled steel sheet to room temperature; Tempering the air-cooled hot-rolled steel sheet at 200 to 500 ° C; And air-cooling the tempered hot-rolled steel sheet.
  • the present invention also provides a method of manufacturing a hot-rolled steel sheet having excellent strength and elongation.
  • a hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa and an elongation of 20% or more can be provided.
  • FIG. 1 is a photograph of the appearance of a manganese inclusion band after hot rolling of a steel material by electron probe micro-analysis (EPMA), (a) being an SEM photograph, and (b) It is a photograph.
  • EPMA electron probe micro-analysis
  • FIG. 2 is a photograph of Example 3 of the present invention observed by electron back-scatter diffraction (EBSD).
  • FIG. 2 (a) is a graph showing a phase diagram of austenite (FCC), martensite (BCC), and epsilon martensite (Phase Map) and
  • (b) is an Inverse Pole Figure Map on austenite (FCC) for (a).
  • Fig. 3 is a photograph of Comparative Example 3 of the present invention observed by EBSD (electron back-scatter diffraction).
  • Fig. 3 (a) is a graph showing a phase map of austenite (FCC), martensite (BCC), and epsilon martensite (Phase Map) and
  • (b) is an Inverse Pole Figure Map on austenite (FCC) for (a).
  • FIG. 1 is a photograph of the appearance of a manganese inclusion band after hot rolling of a steel material by EPMA, wherein (a) is a SEM photograph and (b) is a mapping photograph of Mn composition for (a).
  • austenite structure having a variety of deformation mechanisms as well as martensite structure is included in the steel sheet in order to secure not only high strength but also excellent elongation
  • Mn in the rolling process leads to band-type segregation along the rolling direction, resulting in the Mn-rich layer and the depletion layer. It is known that the segregation band generally causes anisotropy of mechanical properties, ductility and reduction of moldability.
  • the inventors of the present invention have recognized that it is possible to secure an excellent strength, elongation and work hardening ability by appropriately forming martensite and austenite by forming the austenite band structure having an appropriate stability by utilizing the Mn segregation band And the present invention has been proposed.
  • C is an essential element for high strength and contributes to strengthening of effect and precipitation strengthening effect.
  • it is necessary to add 0.05% or more as an element for stabilizing the austenite and when it is less than 0.05%, the formation of retained austenite is difficult.
  • C exhibits a relatively fast diffusion rate during tempering and contributes to the growth of retained austenite and the formation of new austenite nuclei.
  • the fraction of austenite phase remaining after heat treatment is increased.
  • the stability of retained austenite is excessively increased and it is difficult to see the effect of transformation and organic calcination. . ≪ / RTI >
  • the content of C is more preferably in the range of 0.05 to 0.3%, and still more preferably in the range of 0.1 to 0.25%.
  • Mn is an element that stabilizes the austenite phase together with C. Further, since Mn has a high affinity with C, it can contribute to stabilization of the austenite phase because Mn increases the amount of C that can be solidified in the steel. Particularly, when adding Mn in the range suggested by the present invention, Mn segregation bands are generated in the hot rolling process, and by forming the Mn segregation zones and tempering at 200 to 500 ⁇ , the fraction, shape and size of the retained austenite phase Austenite with stability can be formed, and a sufficient work hardening effect due to the transformation-induced organic firing effect can be obtained.
  • the content of Mn is less than 10%, the austenite can not be sufficiently stabilized during tempering, so it is difficult to see the strengthening effect by the transformational organic firing. If the content exceeds 15%, tempering martensite and secondary martensite And the strength is lowered. On the other hand, it is advantageous that the content of Mn is more preferably in the range of 10.1 to 14%, and still more preferably in the range of 10.2 to 12.5%.
  • Al is a ferrite stabilizing element, which serves to increase the yield strength by securing a certain amount of temper and secondary martensite after tempering.
  • Al increases the range of austenite and anomalous region, an intended phase fraction can be realized over a wide temperature range, which is advantageous in reducing material variation due to manufacturing process variations.
  • the Al content is more than 2.0%, the main composition is heated, and the surface quality of the steel surface is deteriorated due to increased oxidation of the steel surface during hot rolling. Further, the deformation behavior of the retained austenite is changed to make it difficult to see the effect of transformational organic calcination, and the amount of work hardening can be reduced. Therefore, in the present invention, the Al content is limited to 2.0% or less.
  • the content of Al is more preferably in the range of 0.5 to 2%, and still more preferably in the range of 0.5 to 1.5%.
  • Si is an element effective for stabilizing the phase of austenite by diffusion of a carbon in a solid state into austenite by acting to retard the growth of carbide during the heating step during tempering.
  • Si is dissolved in tempered martensite and secondary martensite and austenite to improve the yield strength and tensile strength of the steel by solid solution strengthening.
  • it is preferable that Si is contained in an amount of 0.1% or more. However, when the content of Si exceeds 2.0%, a large amount of Si oxide is formed on the surface during hot rolling, and the surface quality is deteriorated.
  • Mo has an effect of alleviating the embrittlement of grain boundary fracture by impurity elements such as P and S and has an effect of improving tensile strength by controlling the fraction and stability of retained austenite.
  • the grain refinement and the precipitation strengthening effect by the nanocrystalline grains are exhibited, so that the yield strength and the tensile strength are increased.
  • the Mo content exceeds 0.5%, the toughness of the steel is weakened, which is disadvantageous in terms of cost increase.
  • V 0.5% or less (excluding 0)
  • V plays an important role in increasing the yield strength and tensile strength of steel by forming grain refinement effect and fine precipitates at low temperature.
  • the content of V exceeds 0.5%, coarse carbides are formed at a high temperature, and the hot workability deteriorates.
  • P is an inevitably contained impurity, and is an element which is a major cause of deteriorating the workability of steel by segregation. Therefore, it is preferable to control the content to be as low as possible. In theory, it is advantageous to control the content of P to 0%, but it is inevitably contained inevitably in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the P content is limited to 0.01%.
  • S is an impurity inevitably contained, which forms a coarse manganese sulfide (MnS) to generate defects such as flange cracks, and drastically degrades the hole expandability of the steel sheet, so that the content thereof is preferably controlled as low as possible.
  • MnS manganese sulfide
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention contains the balance Fe and other unavoidable impurities in addition to the alloy composition.
  • the microstructure of the present invention has an area percentage of 50 to 75% of tempered martensite, 20% or less of secondary martensite (excluding 0), 2% or less of epsilon martensite (excluding 0) And 8 to 30% of residual austenite.
  • Tempered martensite 50 to 75 area%
  • Tempered martensite is a martensite softened after tempering formed in the hot rolling process and contributes to plastic deformation by the generation and migration of dislocations. In terms of mechanical properties, it contributes to yield strength and tensile strength according to the fraction. If the fraction of the tempered martensite is less than 50%, there is a disadvantage in that the yield strength and the tensile strength are lowered, and when it exceeds 75%, it is difficult to secure a sufficient elongation.
  • Secondary martensite contributes to yield strength. When the fraction of the secondary martensite exceeds 20%, there is a drawback that the elongation rate is rapidly lowered.
  • Secondary martensite referred to in the present invention means martensite newly produced after tempering heat treatment and quenching. During tempering, the austenite band structure grows along the manganese segregation zone, and the stability is lowered in the austenite which is grown so fast, and shear transformation to the martensite occurs again in the quenching. Therefore, it shows a higher dislocation density than the tempered martensite, which contributes to the increase in the yield strength and has a negative effect on the elongation.
  • Epsilon martensite 2 Area% or less (excluding 0)
  • Epsilon martensite is a martensite produced in some austenite grains after tempering and quenching.
  • the epsilon martensite contributes to increase the work hardening rate by causing the formation of modified organic martensite in two steps, thereby enhancing the tensile strength and elongation value as a whole.
  • the content of the epsilon martensite exceeds 2%, the nucleation site of the modified organic martensite formed at the time of tensile deformation is provided in advance, so that rapid transformation of the metamorphic organic plasticity occurs and the tensile strength improving effect is reduced .
  • Residual austenite 8 to 30 Area%
  • the retained austenite is advantageous in securing the work hardening effect by the transformation-induced organic firing effect through securing proper stability, and contributes to securing the tensile strength and strain at the same time. If the fraction of the retained austenite is less than 8%, it is difficult to secure a satisfactory metamorphic organic firing effect. If it exceeds 30%, the fraction of martensite decreases and the yield strength is decreased.
  • the average thickness of the manganese segregation zone is preferably 1.9 to 9.1 ⁇ .
  • the average thickness of the manganese segregation zone is less than 1.9 mu m, the stability of the retained austenite generated after the tempering heat treatment is excessively increased, so that it is difficult to see the effect of transformation and organic calcination at the time of deformation.
  • it exceeds 9.1 mu m The crystal grains increase due to the growth, and all of them are transformed into secondary martensite through cooling transformation in the quenching step, so that it is difficult to see the effect of transformation-induced calcination by the band-type austenite.
  • the mean spacing of the manganese segregation zones is preferably 2.2 to 30 ⁇ ⁇ . If the mean spacing of the manganese segregation zones is less than 2.2 ⁇ , the advantage of forming austenite in a band form is lost.
  • the band-shaped austenite is surrounded by martensite, which is a milder phase, and is subjected to hydrostatic pressure by martensite. When the austenite is transformed into martensite, a volume expansion of about 0.9% occurs. The volume expansion is suppressed and stabilized by the surrounding martensite so that the effect of continuous transformation is exhibited until destruction. Finally, Thereby contributing to enhancement of tensile properties.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention proposed above is expected to be able to replace ultra-high-strength cold-rolled steel sheet and HPF steel by having a tensile strength of 1500 MPa or more, a yield strength of 900 MPa or more and an elongation of 20% It is possible to contribute to the weight reduction of the vehicle body and the fuel efficiency improvement.
  • the reheating temperature range can be used to homogenize the material through the slab reheating treatment in the austenite single phase region.
  • the steel slab reheating temperature is less than 1150 ° C, there is a problem that the load increases rapidly during the subsequent hot rolling.
  • the temperature exceeds 1250 ° C the surface scale amount increases and the material loss increases.
  • Mn is contained in a large amount, a liquid phase may be present, so that it is preferable to limit the temperature to the above range.
  • the slab reheating temperature is more preferably in the range of 1150 to 1200 ° C, and more preferably in the range of 1180 to 1200 ° C.
  • the slab reheating time is preferably 1 hour or more. When the slab reheating time is less than one hour, it is difficult to obtain a sufficient homogenizing effect.
  • the reheated slab is preferably hot-rolled at 900 to 1100 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • a hot-rolled steel sheet having a thickness of about 2.8 mm can be produced from a slab having a thickness of about 40 to 45 mm.
  • the VC carbide is a region that forms almost austenite single phase although it is partially produced at 900 ° C. Therefore, when the hot rolling temperature is lower than 900 ° C., coarse carbides are formed to deteriorate hot workability.
  • the hot rolling temperature exceeds 1100 ° C., there is a problem that the possibility of causing surface defects due to scaling is increased.
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained is preferably rolled at 500 to 700 ° C. If the coiling temperature exceeds 700 ° C, an oxide film is excessively formed on the steel sheet surface to cause defects. If the coiling temperature is lower than 500 ° C, a coarse carbide is formed as a temperature section in which Mo 2 C carbide is formed, Lt; / RTI > On the other hand, it is advantageous that the coiling temperature is more preferably in the range of 550 to 700 ⁇ ⁇ , and still more preferably in the range of 600 to 700 ⁇ ⁇ .
  • the rolled hot-rolled steel sheet is air-cooled to room temperature.
  • the air-cooled hot-rolled steel sheet is preferably tempered at 200 to 500 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention exhibits a structure containing martensite and a part of retained austenite under the hot rolling process.
  • the martensite structure generated through the cooling transformation is very strong, but the brittleness is too strong, and the austenite that remains during cooling does not have sufficient stability and does not exhibit deformation behavior such as transformational organic plasticity, and does not greatly affect the work hardening.
  • brittle martensite is formed through tempering heat treatment in the temperature range to form tempered martensite through recovery to give a certain degree of ductility but gives some degree of ductility, while the austenite stabilizing elements Mn and C It is intended to increase the stability through diffusion into retained austenite and to induce transformational organic calcination upon deformation.
  • the tempering temperature is 200 ° C.
  • the tempering temperature is more preferably in the range of 300 to 500 ° C, and more preferably in the range of 400 to 500 ° C.
  • the tempering is preferably performed for 0.5 to 10 hours.
  • the tempering time is less than 0.5 hour, it is difficult to secure sufficient tempered martensite and retained austenite fraction.
  • the tempering time and the temperature are increased, the fraction of retained austenite tends to increase. If the tempering time exceeds 10 hours, the amount of retained austenite decreases and the amount of secondary martensite There is a problem that the ductility is decreased due to an increase in the amount.
  • the tempered martensite produced by the tempering process and the austenite stabilizing element are retained at the room temperature by the air cooling process.
  • FIG. 2 is a photograph of Example 3 observed by electron back-scatter diffraction (EBSD).
  • FIG. 2 (a) shows a phase map of austenite (FCC), martensite (BCC), and epsilon martensite (HCP)
  • B is an inverse pole figure map on austenite (FCC) for (a).
  • FCC phase map of austenite
  • BCC martensite
  • HCP epsilon martensite
  • FIG. 2 shows a phase map of austenite (FCC), martensite (BCC), and epsilon martensite (HCP)
  • FCC inverse pole figure map on austenite
  • FIG. 3 is a photograph of Comparative Example 3 observed by EBSD (electron back-scatter diffraction).
  • FIG. 3 (a) shows a phase map of austenite (FCC), martensite (BCC), and epsilon martensite (HCP)
  • B) is an inverse pole figure map on austenite (FCC) for (a). As shown in FIG. 3, it can be seen that austenite grains are generated in the manganese depletion layer.

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Abstract

본 발명의 일측면은 망간 편석을 활용함으로써 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법을 제공하고자 하는 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05%이상~0.4%미만, Mn: 10~15%, Al: 2%이하, Si: 0.1~2%, Mo: 0.5%이하(0은 제외), V: 0.5%이하(0은 제외), P: 0.01%이하, S: 0.01%이하 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 50~75%, 세컨더리(Secondary) 마르텐사이트: 20%이하(0은 제외), 입실론 마르텐사이트: 2%이하(0은 제외) 및 잔류 오스테나이트: 8~30%를 포함하는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일측면에 따르면, 1500MPa 이상의 인장강도, 900MPa 이상의 항복강도 및 20%이상의 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법
본 발명은 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법에 관한 것이다.
에너지 절감 및 환경친화적인 자동차 개발에 가장 중요한 요소 중의 하나는 차체 경량화이며 이를 위하여 각국의 자동차사와 철강사들은 고강도 및 고성형성 철강소재 개발에 많은 인력과 연구비를 투자하고 있다. 자동차 차체 등 구조부재에 사용되는 강은 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며 높은 인장강도뿐만 아니라 더불어 높은 연신율이 요구된다. 차체 경량화를 목적으로 적용되는 고강도 철강소재 중 기가급 자동차 강판시장은 고강도 냉연 판재와 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강이 양분하고 있으며, 특히 1.5GPa 이상 급은 현재 HPF재만 사용되고 있는 실정이다.
전술한 선행기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 고강도 블랭크의 성형법으로 소재를 900℃ 이상의 고온에서 충분히 오스테나이트 조직을 가지도록 한 후, 뜨겁게 달구어진 소재를 상온에서 성형과 동시에 급냉하는 과정을 거치도록 하여 최종적으로는 제품이 마르텐사이트 조직을 갖도록 함으로써 고강도를 유지하면서도 복잡한 형상을 가공 가능하게 하는 기술이다. 그러나, 특허문헌 1과 같은 HPF강은 고온에서 성형 후 수냉이 일어지는 다이(Die)와의 접촉을 통해 급랭되어 최종 강도가 확보되는 공정을 거치며, 이러한 추가 공정으로 인해 설비 투자비 증가, 열처리 및 공정비용의 증가와 같은 단점을 보인다.
상기 단점을 보완하기 위한 기술로는 특허문헌 2가 있다. 특허문헌 2는 합금조성을 제어하고, 미세조직을 마르텐사이트, 오스테나이트 및 페라이트를 포함함으로써 강도와 연성을 향상시키고자 하였으나, Cr 등 고가의 합금원소를 필수적으로 포함하여 비용이 증가하는 문제가 있다. 또한, 냉연 및 냉연 후 소둔 공정을 실시하므로 공정 상의 시간과 제조 비용이 증가하는 단점이 있다.
(특허문헌 1) 특허문헌 1: 한국 공개특허공보 제2014-0006483호
(특허문헌 2) 특허문헌 2: 한국 공개특허공보 제2012-0113806호
본 발명의 일측면은 망간 편석을 활용함으로써 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05%이상~0.4%미만, Mn: 10~15%, Al: 2%이하, Si: 0.1~2%, Mo: 0.5%이하(0은 제외), V: 0.5%이하(0은 제외), P: 0.01%이하, S: 0.01%이하 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 50~75%, 세컨더리(Secondary) 마르텐사이트: 20%이하(0은 제외), 입실론 마르텐사이트: 2%이하(0은 제외) 및 잔류 오스테나이트: 8~30%를 포함하는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.05%이상~0.4%미만, Mn: 10~15%, Al: 2%이하, Si: 0.1~2%, Mo: 0.5%이하(0은 제외), V: 0.5%이하(0은 제외), P: 0.01%이하, S: 0.01%이하 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 900~1100℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 상온까지 공냉시키는 단계; 상기 공냉된 열연강판을 200~500℃에서 템퍼링하는 단계; 및 상기 템퍼링된 열연강판을 공냉하는 단계를 포함하는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 1500MPa급의 인장강도와 20%이상의 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 강재의 열간 압연 이후 망간 편석대가 나타난 모습을 EPMA(electron probe micro-analysis)로 관찰한 사진이며, (a)는 SEM 사진이고, (b)는 (a)에 대한 Mn 조성의 Mapping 사진이다.
도 2는 본 발명 실시예의 발명예 3을 EBSD(electron back-scatter diffraction)로 관찰한 사진이며, (a)는 오스테나이트(FCC), 마르텐사이트(BCC), 입실론 마르텐사이트(HCP)의 상 지도 (Phase Map)이고, (b)는 (a)에 대한 오스테나이트(FCC) 상의 역극점도 사진(Inverse Pole Figure Map)이다.
도 3은 본 발명 실시예의 비교예 3을 EBSD(electron back-scatter diffraction)로 관찰한 사진이며, (a)는 오스테나이트(FCC), 마르텐사이트(BCC), 입실론 마르텐사이트(HCP)의 상 지도 (Phase Map)이고, (b)는 (a)에 대한 오스테나이트(FCC) 상의 역극점도 사진(Inverse Pole Figure Map)이다.
도 1은 강재의 열간 압연 이후 망간 편석대가 나타난 모습을 EPMA로 관찰한 사진이며, (a)는 SEM 사진이고, (b)는 (a)에 대한 Mn 조성의 Mapping 사진이다. 고강도뿐만 아니라 우수한 연신율을 확보하기 위하여 강판에 마르텐사이트 조직과 더불어 다양한 변형기구를 가지는 오스테나이트 조직을 포함시키고자 하는 경우, 오스테나이트 안정화 원소로써 Mn 및 C을 다량 함유시키게 되면 도 1과 같이 다량 함유된 Mn에 의해 압연 공정시 압연 방향을 따라 밴드 타입으로 편석이 발생하여 Mn 풍부층 및 결핍층이 생성된다. 상기 편석대는 일반적으로 기계적 물성의 이방성과 연성 및 성형성의 감소를 가져온다고 알려져 있다. 그러나, 본 발명자들은 상기 Mn 편석대를 활용하여 이를 따라 적정 안정도를 갖는 오스테나이트 밴드 구조를 생성시키고, 마르텐사이트와 오스테나이트를 적절히 형성시킴으로써 우수한 강도, 연신율과 가공경화능을 확보할 수 있음을 인지하고, 본 발명을 제안하게 되었다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 우선, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 이하에서 표기되는 %는 중량%를 의미한다.
C: 0.05%이상~0.4%미만
C는 고강도를 위한 필수 원소로서 고용강화 및 석출강화 효과에 기여한다. 또한, 오스테나이트 안정화를 위한 원소로서 0.05%이상의 첨가가 필요하며, 0.05% 미만시에는 잔류 오스테나이트의 생성이 어렵다. C는 템퍼링시 비교적 빠른 확산 속도를 보이며 잔류 오스테나이트의 성장 및 새로운 오스테나이트 핵생성에 기여한다. C가 높을수록 열처리 후 잔류하는 오스테나이트 상 분율이 증가되나, 0.4%이상으로 높아지게 되면 잔류 오스테나이트의 안정도가 지나치게 증가하여 변형시 변태유기소성의 효과를 보기 어려워 오히려 가공경화 효과가 감소하여 인장강도의 감소를 가져올 수 있다. 한편, 상기 C의 함량은 보다 바람직하게는 0.05~0.3%의 범위를 갖는 것이 유리하며, 보다 더 바람직하게는 0.1~0.25%의 범위를 갖는 것이 유리하다.
Mn: 10~15%
Mn은 C와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소이다. 또한, Mn은 C와 친화력이 높기 때문에 Mn 첨가에 의해 강 내에 고용 가능한 C의 양을 증가시키므로 오스테나이트 상의 안정화에 추가적으로 기여할 수 있다. 특히, 본 발명이 제안하는 범위의 Mn 첨가 시 열연공정에서 Mn 편석대가 생성되고, 이러한 Mn 편석대의 형성과 200~500℃의 템퍼링을 통한 잔류 오스테나이트 상의 분율 및 형상, 크기 조절을 통해 적절한 안정도의 오스테나이트를 형성시켜 변형 시 변태유기소성 효과에 의한 충분한 가공경화 효과를 얻을 수 있다. 다만, Mn의 함량이 10% 미만일 경우 템퍼링시 오스테나이트를 충분히 안정화시킬 수 없어 변태유기소성에 의한 강화효과를 보기 어려우며, 15%를 초과하는 경우에는 템퍼링 후 최종 조직에서 템퍼링 마르텐사이트 및 세컨더리 마르텐사이트의 분율이 낮아져서 강도가 저하되는 문제가 있다. 한편, 상기 Mn의 함량은 보다 바람직하게는 10.1~14%의 범위를 갖는 것이 유리하며, 보다 더 바람직하게는 10.2~12.5%의 범위를 갖는 것이 유리하다.
Al: 2%이하
Al은 페라이트 안정화 원소로서 템퍼링 후 일정량의 템퍼드 및 세컨더리 마르텐사이트를 확보하여 항복강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한, Al은 오스테나이트와 이상역의 범위를 증가시킴으로써 넓은 온도구간에서 의도하는 상분율을 구현할 수 있으므로 제조 공정 편차에 의한 재질 편차를 저감하는데 유리한 측면이 있다. 상기 Al 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 저하되는 문제가 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 변형거동이 변화하여 변태유기소성 효과를 보기 어려워지며, 가공 경화량이 감소할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al 함량을 2.0%이하로 제한한다. 한편, 상기 Al의 함량은 보다 바람직하게는 0.5~2%의 범위를 갖는 것이 유리하며, 보다 더 바람직하게는 0.5~1.5%의 범위를 갖는 것이 유리하다.
Si: 0.1~2%
Si는 템퍼링 시 가열하는 단계에서 탄화물의 성장을 지연시키는 역할을 하여 고용 상태의 탄소가 오스테나이트로 확산하여 오스테나이트의 상을 안정화시키는데 유효한 원소이다. 또한, Si는 템퍼드 마르텐사이트 및 세컨더리 마르텐사이트와 오스테나이트에 고용되어 고용강화에 의해 강의 항복강도 및 인장강도를 향상시킨다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 Si가 0.1% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, Si의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 Si 산화물이 다량 형성되어 표면 품질이 저하되는 문제가 있다.
Mo: 0.5%이하(0은 제외)
Mo는 P, S 등의 불순물 원소에 의한 입계파괴의 취성화를 완화시키는 효과가 있으며, 잔류 오스테나이트의 분율과 안정도를 조절하여 인장강도를 향상시키는 효과가 있다. 또한, 결정립 미세화와 나노 결정립에 의한 석출 강화효과를 보여 항복강도 및 인장강도의 상승시킨다. 다만, Mo가 0.5%를 초과하게 되면 강의 인성이 약화되고 비용 증가 측면에서 불리해지는 단점이 있다.
V: 0.5%이하(0은 제외)
V는 결정립 미세화 효과와 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도와 인장강도를 증가시키는 중요한 역할을 한다. 다만, V의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 고온에서 조대한 탄화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되는 문제가 발생한다.
P: 0.01%이하
P는 불가피하게 함유되는 불순물로써 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P 함량의 상한을 0.01%로 제한한다.
S: 0.01%이하
S는 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 S 함량의 상한을 0.01%로 제한한다.
본 발명의 열연강판은 상기 합금조성 외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
한편, 본 발명의 미세조직은 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 50~75%, 세컨더리(Secondary) 마르텐사이트: 20%이하(0은 제외), 입실론 마르텐사이트: 2%이하(0은 제외) 및 잔류 오스테나이트: 8~30%를 포함하는 것이 바람직하다.
템퍼드 마르텐사이트: 50~75면적%
템퍼드 마르텐사이트는 열연 공정에서 형성된 마르텐사이트가 템퍼링 이후 연화된 마르텐사이트이며, 전위의 생성과 이동에 의해 소성 변형에 일부 기여한다. 기계적 물성 측면에서는 분율에 따라 항복강도 및 인장강도 확보에 기여한다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 50% 미만일 경우에는 항복강도와 인장강도가 저하되는 단점이 있으며, 75%를 초과하는 경우에는 충분한 연신율 확보가 어렵다는 단점이 있다.
세컨더리(Secondary) 마르텐사이트: 20면적%이하(0은 제외)
세컨더리(Secondary) 마르텐사이트는 항복강도 확보에 기여한다. 상기 세컨더리(Secondary) 마르텐사이트의 분율이 20%를 초과하는 경우에는 연신율이 급격히 저하되는 단점이 있다. 한편, 본 발명에서 언급하는 세컨더리(Secondary) 마르텐사이트는 템퍼링 열처리 및 급냉 후 새롭게 생성되는 마르텐사이트를 의미한다. 템퍼링 시 망간 편석대를 따라 오스테나이트 밴드 조직이 성장하게 되며, 조대하게 성장한 오스테나이트에서는 안정도가 낮아지게 되어 급냉 시 다시 마르텐사이트로의 전단 변태가 일어난다. 따라서, 템퍼트 마르텐사이트 대비 높은 전위 밀도를 보이며 이는 항복강도 상승에 기여하는 바가 크고 연신율 측면에서는 부정적인 영향을 미친다.
입실론 마르텐사이트: 2면적%이하(0은 제외)
입실론 마르텐사이트는 템퍼링 열처리 및 급냉 후 일부 오스테나이트 결정립에서 생성되는 마르텐사이트이다. 상기 입실론 마르텐사이트는 변형유기 마르텐사이트 형성이 두 단계로 일어나게 하여 가공경화율을 증가시는데 기여하고, 이를 통해, 인장강도와 연신율 값을 전체적으로 향상시켜 주는 역할을 한다. 그러나, 상기 입실론 마르텐사이트의 분율이 2%를 초과하는 경우에는 인장 변형시 형성되는 변형유기 마르텐사이트의 핵생성 자리를 미리 제공해주므로 변태유기소성의 급격한 진행이 이루어지도록 하여 인장강도 향상 효과를 감소시킨다.
잔류 오스테나이트: 8~30면적%
잔류 오스테나이트는 적절 안정도 확보 통한 변태유기소성 효과로 가공 경화효과를 확보하는데 유리하게 하며, 인장강도와 변형률을 동시에 확보하는데 기여한다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 8% 미만일 경우에는 충분한 변태유기소성 효과를 확보하기 어려우며, 30%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트의 분율이 감소되어 항복강도의 감소를 야기하는 단점이 있다.
한편, 본 발명의 열연강판은 망간 편석대의 평균 두께가 1.9~9.1㎛인 것이 바람직하다. 상기 망간 편석대의 평균 두께가 1.9 ㎛미만일 경우에는 템퍼링 열처리 후 생성되는 잔류 오스테나이트의 안정도가 지나치게 상승하여 변형 시 변태유기소성 효과를 보기 어려우며, 9.1㎛를 초과하는 경우에는 템퍼링 열처리 시 오스테나이트의 성장으로 결정립이 증가하여 급랭 단계에서 냉각 변태를 통해 세컨더리 마르텐사이트로 모두 변태해 버리므로 밴드 형태의 오스테나이트에 의한 변태유기소성 효과를 보기 어렵다.
또한, 본 발명의 열연강판은 망간 편석대의 평균 간격이 2.2~30㎛인 것이 바람직하다. 상기 망간 편석대의 평균 간격이 2.2㎛ 미만일 경우에는 오스테나이트를 밴드 형태로 형성시켰을 때의 이점을 잃게 된다. 밴드 형태의 오스테나이트는 보다 경한 상인 마르텐사이트에 의해 둘러싸여 있는 구조를 하게 되고, 마르텐사이트에 의해 정수압을 받게 된다. 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태 시 약 0.9%의 부피 팽창이 발생하는데, 주변의 마르텐사이트에 의해 부피 팽창이 억제되며 안정화되는 효과를 얻을 수 있어 파괴시까지 지속적인 변태유기소성 효과를 보이게 하고 최종적으로는 인장 물성의 향상에 기여할 수 있다. 오스테나이트의 마르텐사이트 변태 시 발생하는 부피 팽창에 의해 계면에서 기하학적 필요 전위(Geometrically Necessary Dislocation)가 생성되고 이는 밴드 조직에서의 변형률 구배로 효과적인 가공경화 효과를 불러온다. 그러나, 상기 망간 편석대의 평균 간격이 30㎛를 초과하는 경우에는 기하학적 필요 전위 생성에 의한 충분한 가공경화 효과를 만족하기 어렵다는 단점이 있다.
상기와 같이 제안되는 본 발명의 열연강판은 1500MPa 이상의 인장강도, 900MPa 이상의 항복강도 및 20%이상의 연신율을 동시에 가짐으로써 초고강도 냉연강판 및 HPF강을 대체할 수 있을 것으로 기대되며 강도 증가로 인한 강판 두께의 감소효과로 차체 경량화 효과 및 연비 효율 향상에 기여할 수 있다.
이하, 본 발명의 열연강판 제조방법에 대하여 설명한다.
전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도 범위는 오스테나이트 단상 영역대로 상기 슬라브 재가열 처리를 통해 재료의 균질화를 도모할 수 있다. 상기 강 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만일 경우 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 1250℃를 초과하는 경우 표면 스케일 양이 증가하며 재료 손실량이 커지는 단점이 있다. 또한, Mn이 다량 함유된 경우에는 액상이 존재할 수 있으므로, 상기 온도 범위로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 슬라브 재가열 온도는 보다 바람직하게는 1150~1200℃의 범위를 갖는 것이 유리하며, 보다 더 바람직하게는 1180~1200℃의 범위를 갖는 것이 유리하다.
상기 슬라브 재가열 시간은 1시간 이상인 것이 바람직하다. 상기 슬라브 재가열 시간이 1시간 미만일 경우에는 충분한 균질화 효과를 얻기 곤란하다는 단점이 있다.
상기 재가열된 슬라브를 900~1100℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 것이 바람직하다. 상기 열간압연을 통해 약 40~45mm 두께의 슬라브에서 약 2.8mm 두께의 열연강판이 생산 가능하다. 상기 열간 마무리 압연온도 영역대에서는 VC 탄화물이 900℃부터 일부 생성되긴 하나 거의 오스테나이트 단상을 이루는 영역이다. 따라서, 상기 열간 마무리 압연온도가 900℃ 미만일 경우에는 조대한 탄화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되는 문제가 발생하며, 1100℃를 초과하는 경우에는 스케일에 의한 표면 결함을 유발할 가능성이 높아지는 문제가 있다.
상기와 같이 얻어진 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우에는 강판 표면에 산화막이 과다하게 형성되어 결함을 유발할 수 있으며, 500℃ 미만인 경우에는 Mo2C 탄화물이 형성되는 온도 구간으로서 조대한 탄화물이 형성되어 물성의 저하를 가져올 수 있다. 한편, 상기 권취 온도는 보다 바람직하게는 550~700℃의 범위를 갖는 것이 유리하며, 보다 더 바람직하게는 600~700℃의 범위를 갖는 것이 유리하다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 상온까지 공냉시키는 것이 바람직하다.
상기 공냉된 열연강판을 200~500℃에서 템퍼링하는 것이 바람직하다. 본 발명의 열연강판은 열연 공정을 거치면서 마르텐사이트와 일부 잔류 오스테나이트가 포함된 조직을 보인다. 하지만, 냉각 변태를 통해 생성된 마르텐사이트 조직은 매우 강하지만 취성이 너무 강하고, 냉각 시 잔류한 오스테나이트는 충분한 안정도를 가지지 못하여 변태유기소성 같은 변형거동을 보이지 못해 가공경화에 큰 영향을 미치지 못한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 온도 범위에서 템퍼링 열처리를 통해 취성의 마르텐사이트는 회복을 통해 템퍼드 마르텐사이트를 만들어 강도 측면에서는 일부 감소하지만 어느 정도의 연성을 부여하고, 오스테나이트 안정화 원소인 Mn, C는 잔류 오스테나이트로의 확산을 통해 안정도를 높여 변형 시 변태유기소성이 일어나도록 의도한다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 템퍼링 온도가 200℃인 것이 바람직하나, 500℃를 초과하는 경우에는 오히려 잔류 오스테나이트 양이 감소되어 냉각 시 생성되는 세컨더리 마르텐사이트의 양이 증가하여 연성이 감소하는 단점이 있다. 한편, 상기 템퍼링 온도는 보다 바람직하게는 300~500℃의 범위를 갖는 것이 유리하며, 보다 더 바람직하게는 400~500℃의 범위를 갖는 것이 유리하다.
이 때, 상기 템퍼링은 0.5~10시간 동안 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 시간이 0.5시간 미만일 경우에는 충분한 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 분율을 확보하기 곤란하다는 단점이 있다. 한편, 상기 템퍼링 시간과 온도에 증가에 따라 잔류 오스테나이트의 분율은 증가하는 경향을 보이는데, 상기 템퍼링 시간이 10시간을 초과하는 경우에는 오히려 잔류 오스테나이트 양이 감소되어 냉각 시 생성되는 세컨더리 마르텐사이트의 양이 증가하여 연성이 감소하는 문제가 있다.
상기 템퍼링된 열연강판을 공냉하는 것이 바람직하다. 상기 공냉 공정을 통해 상기 템퍼링 공정의 의해 생성된 템퍼드 마르텐사이트와 오스테나이트 안정화 원소가 몰려있는 잔류 오스테나이트를 상온에서도 유지할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명을 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 뒤, 하기 표 2의 조건으로 열연강판을 제조한 뒤, 공냉하였다. 이렇게 얻어진 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구분 합금조성(중량%)
C Mn Al Si Mo V P S
발명강1 0.107 10.46 0.042 0.963 0.313 0.497 0.001 0.01
발명강2 0.098 12.12 0.023 1.023 0.301 0.499 0.001 0.01
비교강1 0.102 5.21 0.101 1.021 0.323 0.532 0.001 0.01
비교강2 0.117 16.13 0.121 0.998 0.331 0.521 0.001 0.01
비교강3 0.101 10.87 2.198 0.978 0.503 0.489 0.001 0.01
비교강4 0.113 16.21 2.201 0.021 0.523 0.532 0.001 0.01
구분 강종No. 슬라브재가열 온도(℃) 열간 마무리압연 온도(℃) 권취온도(℃) 템퍼링 온도(℃) 템퍼링 시간(시간)
발명예1 발명강1 1200 900 650 200 1
발명예2 발명강1 1200 900 650 300 1
발명예3 발명강1 1200 900 650 400 1
발명예4 발명강1 1200 900 650 400 10
발명예5 발명강1 1200 900 650 500 1
발명예6 발명강2 1200 900 650 400 1
비교예1 발명강2 1200 900 650 600 1
비교예2 발명강2 1200 900 650 800 1
비교예3 발명강1 1200 900 650 600 1
비교예4 발명강1 1200 900 650 700 1
비교예5 발명강1 1200 900 650 800 1
비교예6 발명강1 1200 900 650 900 1
비교예7 비교강1 1200 900 650 400 1
비교예8 비교강2 1200 900 650 400 1
비교예9 비교강3 1200 900 650 400 1
비교예10 비교강4 1200 900 650 400 1
구분 템퍼드마르텐사이트(면적%) 세컨더리마르텐사이트(면적%) 입실론마르텐사이트(면적%) 잔류오스테나이트(면적%) 인장강도(MPa) 항복강도(MPa) 연신율(%)
발명예1 74.5 9.7 1.8 14.0 1618 901 21.9
발명예2 74.9 10.4 1.7 13.0 1753 900 20.0
발명예3 71.8 7.1 1.0 20.1 1596 1012 20.7
발명예4 64.8 10.1 1.1 24.0 1560 1018 20.1
발명예5 54.3 18.0 1.3 26.4 1567 908 20.0
발명예6 50.0 18.1 1.9 30.0 1539 911 27.0
비교예1 42.9 18.5 1.5 37.1 1517 883 24.7
비교예2 34.2 19.3 1.3 45.2 1463 891 18.9
비교예3 47.9 18.4 1.3 32.4 1416 616 16.4
비교예4 46.1 21.0 0.9 32.0 1423 894 12.0
비교예5 42.6 21.5 0.8 35.1 1516 802 10.9
비교예6 38.6 21.3 0.9 39.2 1660 758 9.1
비교예7 89.2 5.5 0.1 5.2 1758 684 5.3
비교예8 16.3 24.1 3.5 56.1 1254 654 31.1
비교예9 73.9 9.2 1.3 15.6 1485 1098 16.9
비교예10 44.9 16.8 3.1 35.2 1423 821 19.5
본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하여 제조된 발명예 1 내지 6의 경우에는 적정 수준의 미세조직 분율을 가짐으로써 본 발명이 목표로 하는 1500MPa 이상의 인장강도, 900MPa 이상의 항복강도 및 20%이상의 연신율을 확보하고 있음을 알 수 있다.
그러나, 비교예 1 내지 6의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 템퍼링 온도를 만족하지 못하여, 본 발명이 제안하는 미세조직 분율 또한 적정 수준으로 확보하지 못함에 따라 우수한 기계적 물성을 확보하고 있지 못함으로 알 수 있다.
또한, 비교예 7 내지 10의 경우에는 본 발명의 제조조건은 만족하나, 합금조성을 만족하지 않아, 인장강도, 항복강도 및 연신율을 동시에 높은 수준으로 확보하지 못하고 있음을 알 수 있다.
도 2는 발명예 3을 EBSD(electron back-scatter diffraction)로 관찰한 사진이며, (a)는 오스테나이트(FCC), 마르텐사이트(BCC), 입실론 마르텐사이트(HCP)의 상 지도 (Phase Map)이고, (b)는 (a)에 대한 오스테나이트(FCC) 상의 역극점도 사진(Inverse Pole Figure Map)이다. 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예 3의 경우에는 잔류 오스테나이트가 밴드 형태로 망간 편석대를 따라 분포하고 있음을 알 수 있으며, 이러한 미세조직 분포 형태는 인장변형시 효과적인 변태유기소성을 유도함을 예측할 수 있다.
도 3은 비교예 3을 EBSD(electron back-scatter diffraction)로 관찰한 사진이며, (a)는 오스테나이트(FCC), 마르텐사이트(BCC), 입실론 마르텐사이트(HCP)의 상 지도 (Phase Map)이고, (b)는 (a)에 대한 오스테나이트(FCC) 상의 역극점도 사진(Inverse Pole Figure Map)이다. 도 3에 나타난 바와 같이, 망간 결핍층 내에서 오스테나이트 입자가 생성되어 있음을 알 수 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.05%이상~0.4%미만, Mn: 10~15%, Al: 2%이하, Si: 0.1~2%, Mo: 0.5%이하(0은 제외), V: 0.5%이하(0은 제외), P: 0.01%이하, S: 0.01%이하 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트: 50~75%, 세컨더리(Secondary) 마르텐사이트: 20%이하(0은 제외), 입실론 마르텐사이트: 2%이하(0은 제외) 및 잔류 오스테나이트: 8~30%를 포함하는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 망간 편석대의 평균 두께가 1.9~9.1㎛인 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 망간 편석대의 평균 간격이 2.2~30㎛인 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 1500MPa 이상의 인장강도, 900MPa 이상의 항복강도 및 20%이상의 연신율을 갖는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.05%이상~0.4%미만, Mn: 10~15%, Al: 2%이하, Si: 0.1~2%, Mo: 0.5%이하(0은 제외), V: 0.5%이하(0은 제외), P: 0.01%이하, S: 0.01%이하 및 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 900~1100℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 500~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 상온까지 공냉시키는 단계;
    상기 공냉된 열연강판을 200~500℃에서 템퍼링하는 단계; 및
    상기 템퍼링된 열연강판을 공냉하는 단계를 포함하는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판의 제조방법.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 템퍼링은 0.5~10시간 동안 행하여지는 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판의 제조방법.
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