KR101581529B1 - 열연도금강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
부분 석출강화를 통한 이종강도를 갖는 열연도금강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 열연도금강판 제조 방법은 (a) 석출물 형성 원소를 포함하는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; (b) 상기 슬라브 판재를 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 냉각하는 단계; (d) 상기 냉각된 판재의 일부분을 열처리하여, 부분 석출강화하는 단계; 및 (e) 상기 부분 석출강화된 판재를 용융도금하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 열연도금강판 제조 방법은 (a) 석출물 형성 원소를 포함하는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; (b) 상기 슬라브 판재를 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 냉각하는 단계; (d) 상기 냉각된 판재의 일부분을 열처리하여, 부분 석출강화하는 단계; 및 (e) 상기 부분 석출강화된 판재를 용융도금하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
Description
본 발명은 열연강판 표면에 도금층이 형성된 열연도금강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 부분 석출강화를 통하여 이종강도를 갖는 열연도금강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차 부품에 있어, 충돌 지지가 필요한 부분과 충돌 흡수가 필요한 부분이 혼재하는 B 필라 등과 같은 강 부품이 있다.
이러한 이종 물성이 혼재하는 강 부품을 제조하기 위하여, 단일 소재를 이용하거나 2종 이상의 소재를 이용하고 있다.
2종 이상의 소재를 이용하여 이종 물성이 혼재하는 강 부품을 제조하기 위해서는 용접이 필연적으로 수반된다. 그러나, 용접부의 경우 충돌에 있어 가장 취약한 부분이 되고, 또한 부식이 먼저 발생하는 부분에 해당한다.
또한, 단일 소재를 이용하여 이종 물성이 혼재하는 강 부품 제조 방법의 경우, 주로 열처리에 의해 강도가 향상되는 이른바 열처리 경화강을 이용하며, 금형 설계를 통하여 일부분만 열처리 경화가 이루어지도록 하고 있다. 그러나, 이 방법의 경우, 금형 설계가 매우 복잡한 문제점이 있다.
본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 특허공개공보 제10-2012-0134710호(2012.12.12. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 국부적으로 이종 강도를 갖는 차량용 B 필러 부품 제조방법이 개시되어 있다.
본 발명의 목적은 부분 석출강화를 이용하여 강판 자체가 이종강도를 가질 수 있는 열연도금강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연도금강판 제조 방법은 (a) 석출물 형성 원소를 포함하는 슬라브 판재를 재가열하는 단계; (b) 상기 슬라브 판재를 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 냉각하는 단계; (d) 상기 냉각된 판재의 일부분을 열처리하여, 부분 석출강화하는 단계; 및 (e) 상기 부분 석출강화된 판재를 용융도금하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 열연도금강판 제조 방법은 (f) 상기 용융도금에 의해 형성된 도금층을 합금화하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 상기 슬라브 판재는 중량%로, 탄소(C) : 0.04~0.08%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 망간(Mn) : 1.5~2.0%, 인(P) : 0 초과 0.02% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb) : 0.06~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.06%, 바나듐(V) : 0.05~0.09% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 상기 (a) 단계의 슬라브 재가열은 1200~1300℃에서 수행되고, 상기 (b) 단계의 열간압연은 1050℃ 이상의 조압연 마무리 온도와, 820~860℃에서의 사상압연 마무리 온도 조건으로 수행되는 것이 바람직하다.
또한, 상기 (c) 단계의 냉각은 30℃/sec 이상의 평균냉각속도로 500~600℃까지 수행되는 것이 바람직하다.
또한, 상기 (d) 단계의 부분 석출강화는 600~700℃/sec에서 3~7초동안 수행되는 것이 바람직하다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연도금강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.04~0.08%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 망간(Mn) : 1.5~2.0%, 인(P) : 0 초과 0.02% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb) : 0.06~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.06%, 바나듐(V) : 0.05~0.09% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 제1부분이 인장강도 600~700MPa를 가지며, 제2부분이 석출 강화에 의해 상기 제1부분보다 높은 인장강도를 갖는 열연강판 모재; 및 상기 열연강판 모재 표면에 형성된 도금층;을 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 열연도금강판 제조 방법에 의하면, 석출물을 억제한 상태에서 열연강판을 제조한 후, 일부분에 대하여만 열처리를 수행하여 부분 석출강화를 통하여 이종강도를 발휘할 수 있으며, 석출물이 형성되지 않는 온도에서 도금을 수행함으로써, 이종 강도를 갖는 열연도금강판을 제조할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 열연도금강판은 자동차 B 필라와 같은 이종강도를 갖는 강 부품 등의 소재로 활용되기 적합하다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 열연도금강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 열연도금강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
열연도금강판
본 발명에 따른 열연도금강판은 열연강판 모재와, 그 표면에 형성된 도금층을 포함한다.
이때, 본 발명에 따른 열연도금강판의 열연강판 모재는 중량%로, 탄소(C) : 0.04~0.08%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 망간(Mn) : 1.5~2.0%, 인(P) : 0 초과 0.02% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb) : 0.06~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.06%, 바나듐(V) : 0.05~0.09%를 포함한다.
상기 합금 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 제강 과정 등에서 발생하는 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하, 본 발명에 따른 열연도금강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다.
상기 탄소는 본 발명에 따른 열연강판 모재 전체 중량의 0.04 ~ 0.08 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소 첨가량이 0.04 중량% 미만인 경우, 목표하는 강도를 확보하기 어렵다. 반대로, 탄소 첨가량이 0.08 중량%를 초과하는 경우, 연신율 및 버링성이 저하되는 문제점이 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄은 탈산제의 역할을 하며, 특히 0.3중량% 이상 포함됨으로써 페라이트 상의 결정립을 안정화하여 연신율을 향상시키면서 열연강판 내 망간 밴드의 형성을 억제하여 연신율 저하를 방지하는 역할을 한다.
상기 알루미늄은 열연강판 모재 전체 중량의 0.3~1.0중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 첨가량이 0.3중량% 미만이거나 불순물 수준에 불과할 경우, 상기의 연신율 향상 효과를 기대하기 어렵다. 또한 본 발명에서는 도금성 향상을 위하여 실리콘이 포함되지 않거나 불순물 수준으로만 포함되는데, 알루미늄의 첨가량이 0.3중량% 미만일 경우 탈산 작용이 제대로 이루어지지 않을 수 있다. 다만, 알루미늄이 1.0중량%를 초과하는 경우 슬라브 표면 균열 등의 문제점이 발생할 수 있으며, 강의 용접성, 인성 등이 저하되는 문제점을 야기할 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간의 첨가는 탄소의 첨가보다도 강도 상승시 연성의 저하가 적다.
상기 망간은 본 발명에 따른 열연강판 모재 전체 중량의 1.5~2.0중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간이 첨가량이 1.5중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 첨가량이 2.0중량%를 초과하는 경우, MnS계 비금속개재물을 과다하게 생성하여, 용접시 크랙 발생 등 용접성을 저하시키는 문제점이 있다.
인(P)
인(P)은 강도 향상에 기여하나, 다량 포함될 경우, 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 용접성을 악화시킬 수 있다.
이에 본 발명에서는 인의 함량을 열연강판 모재 전체 중량의 0 초과 0.02중량% 이하로 제한하였다.
황(S)
황(S)은 망간과 결합하여 비금속 개재물을 형성하고, 이러한 비금속 개재물은 인성, 용접성 등을 저하시키는 요인이 된다.
이에 본 발명에서는 황의 함량을 열연강판 모재 전체 중량의 0 초과 0.01중량% 이하로 제한하였다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 600~800℃ 정도의 온도에서 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 기여한다.
상기 니오븀은 열연강판 모재 전체 중량의 0.06~0.1중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.06중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 니오듐의 첨가량이 0.1중량%를 초과하는 경우, 연주성 저하를 야기할 수 있으며, 강의 성형성을 저해할 수 있다.
티타늄
티타늄(Ti)은 고온에서 석출물을 형성하여 강판의 강도 향상에 기여한다. 또한, 티타늄은 결정립 미세화에 기여한다.
상기 티타늄은 열연강판 모재 전체 중량의 0.03~0.06중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 티타늄의 첨가량이 0.03 ~ 0.06 중량%를 제시할 수 있다. 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.03 중량% 미만일 경우, 상기의 티타늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 또한 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.06 중량%를 초과할 경우, 강판 내의 탄소(C)와 결합하여 항복비를 과다하게 증가되는 문제점이 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 상기의 니오븀, 티타늄과 함께 석출물을 형성하는 원소로서, 강의 강도 향상에 기여한다.
상기 바나듐은 열연강판 모재 전체 중량의 0.05~0.09중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐의 첨가량이 0.05중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 바나듐의 첨가량이 0.09중량%를 초과할 경우, 강의 가공성을 저해할 수 있다.
본 발명에 따른 열연도금강판은 슬라브 판재로부터 열연 강판 제조 후, 용융도금 공정에 따라, 다양한 용융도금강판이 될 수 있다. 보다 구체적으로, 본 발명에 따른 열연도금강판은 표면에 용융아연도금층이 형성된 열연 용융아연도금 강판(HGI)이거나, 또는 열연강판 모재 표면에 합금화용융아연도금층이 형성된 열연 합금화용융아연도금 강판(HGA)일 수 있다.
본 발명에 따른 열연강판 모재는 전술한 알루미늄, 니오븀, 티타늄, 바나듐 등의 합금조성 및 후술하는 열연공정을 통하여 페라이트 기지에 석출물이 형성된 미세조직을 나타낼 수 있다.
이때, 본 발명의 경우, 부분 석출강화가 적용됨으로써 일부분에 석출물이 다량 형성됨으로써 다른 부분에 비하여 고강도화될 수 있어, 이종 강도를 가질 수 있다. 즉, 본 발명에 따른 열연도금강판은 기계적 특성 측면에서, 부분 석출강화가 이루어지지 않은 부분(제1 부분)은 인장강도 600~700MPa를 나타낼 수 있으며, 부분 석출강화가 이루어진 부분(제2 부분)은 대략 900MPa와 같이 제1 부분에 비하여 상대적으로 높은 강도를 나타낼 수 있다.
열연도금강판 제조 방법
이하, 본 발명에 따른 열연도금강판 제조 방법에 대하여 설명하기로 한다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 열연도금강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
도 1을 참조하면, 본 발명에 따른 열연강판 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각/권취 단계(S130) 및 도금 단계(S140)를 포함한다.
슬라브 재가열
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 니오븀, 티타늄, 바나듐 등의 석출물 형성원소를 포함하는 반제품 상태의 슬라브 판재를 재가열한다. 이때, 슬라브 판재는 전술한 합금 조성을 갖는 것이 될 수 있다.
슬라브 재가열을 통하여 니오븀, 티타늄, 바나듐 등의 석출물 형성 원소가 재고용될 수 있다.
슬라브 재가열은 1200℃ 이상의 온도에서 대략 80분 이상 가열하는 방식으로 수행되는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1200℃ 미만일 경우, 석출물 형성 원소의 재고용이 불충분할 수 있다. 다만, 슬라브 재가열 온도가 1300℃를 초과하는 경우, 생산성 측면에서 바람직하지 못하다.
열간압연
다음으로, 열간압연 단계(S120)에서는 슬라브 판재를 열간압연한다.
열간압연은 조압연과 사상압연으로 이루어는데, 본 발명에서는 부분 열처리 이전까지는 최대한 석출이 이루어지지 않도록 열간압연 조건을 제어하는 것이 바람직하다. 이를 위하여, 조압연은 석출물이 생성이 억제되도록 전위 밀도를 낮추기 위하여, 1050℃ 이상, 보다 바람직하게는 1090~1110℃ 의 조압연 마무리 온도 조건에서 수행되는 것이 바람직하다. 사상압연은 조압연에서 형성된 높은 전위밀도가 재결정을 통해 사라지도록 하기 위하여 860℃ 이하의 사상압연 마무리 온도 조건에서 수행되는 것이 바람직하다. 또한, 혼립 조직 방지를 위하여 사상압연 마무리 온도는 820℃ 이상인 것이 바람직하다.
냉각
냉각 단계(S130)에서는 열간압연된 강을 냉각하여, 페라이트를 포함하는 미세조직을 형성한다.
이때, 냉각 과정에서 니오븀 석출물, 바나듐 석출물 등이 생성되는데, 이러한 석출물의 생성을 최대한 억제하기 위하여, 30℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 50~200℃/sec의 평균냉각속도로 500~600℃까지 냉각을 수행하는 것이 바람직하다. 평균냉각속도가 30℃/sec 미만이거나 냉각종료온도가 600℃를 초과하는 경우, 석출물 과다 형성으로 인하여 이종강도를 갖는 강판 제조, 특히 충돌흡수 등을 위한 저강도부 형성이 어려워질 수 있다. 또한, 냉각 종료 온도가 500℃ 미만일 경우, 저온 변태 조직에 의하여 강판의 인성 등이 저하될 수 있다.
냉각 이후에는 상온까지 공냉하는 과정이 수행될 수 있다.
이러한 과정을 거쳐, 페라이트 기지에 고온의 티타늄 석출물이 일부 석출되어 있고, 결정립의 크기는 10㎛ 이내의 페라이트 기지 내에 니오븀계 석출물 및 바나듐계 석출물이 과고용되어 있는 상태의 열연강판이 제조될 수 있으며, 이때 인장강도는 600~700MPa가 될 수 있다.
부분 열처리
부분 열처리 단계(S140)에서는 냉각된 판재를 부분적으로 열처리하여, 열처리된 부분에 석출물이 추가로 형성되도록 함으로써 부분 석출강화한다.
전술한 바와 같이, 본 발명에서는 열간압연 및 냉각시에 최대한 석출이 이루어지지 않도록 하고 있는데, 부분 열처리를 통하여 일부분이 석출강화되도록 함으로써 이종강도를 갖는 강판 제조가 가능하다. 예를 들어 600MPa 정도의 인장강도를 갖는 열연강판을 부분 석출강화함으로써 해당 부분의 인장강도를 대략 900MPa 정도까지 높일 수 있다.
부분 석출강화는 600~700℃/sec에서 3~7초동안 수행되는 것이 바람직하다. 부분 석출강화 온도가 600℃/sec 미만이거나 3초 미만일 경우 충분한 석출물 생성이 어렵다. 반대로 부분 석출강화 온도가 700℃/sec를 초과하거나 7초를 초과하는 경우 열처리되지 않을 부분에도 많은 열이 전달되어 함께 열처리됨으로써, 저강도부 형성이 어려워질 수 있다.
용융도금
용융도금 단계(S150)에서는 부분 열처리된 열연강판 모재를 용융도금하여 열연도금강판을 제조한다. 용융도금을 통하여 강판의 내식성을 확보할 수 있다.
도금 전에는 열연강판 모재 표면의 스케일(scale)을 제거하기 위하여, 염산 등을 이용하여 열연강판 모재 표면을 산세(pickling) 처리하는 산세 공정이 더 포함될 수 있다.
용융도금은, 예를 들어 아연 도금욕에 강판을 연속적으로 침지시키는 방식으로 실시될 수 있으며, 도금 후에는 합금화 열처리하는 과정이 더 포함될 수 있다.
도금 과정을 통하여 열연 용융아연도금강판(HGI) 혹은 열연 합금화용융아연도금강판(HGA) 등이 제조될 수 있다.
도금 온도는 대략 460~520℃에서 수행될 수 있다. 또한, 합금화 열처리 역시 대략 460~520℃에서 수행될 수 있다. 이러한 온도는 석출이 이루어지는 온도보다 낮은 온도로서, 부분 열처리에 의해 형성된 이종 물성을 변화시키지 않는다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 강판 시편의 제조
표 1에 기재된 조성을 갖는 잉곳을 제조한 후, 1220℃에서 120분동안 재가열하였다. 이후, 1100℃ 조압연 마무리 조건 및 840℃ 사상압연 마무리 조건으로 열간압연하였다. 이후, 50℃/sec의 평균냉각속도로 550℃까지 냉각하고, 30초 유지 후 자연냉각하여 열연강판 모재 시편을 제조하였다.
이후, 제조된 열연강판 모재 시편의 일부분을 650℃에서 5초 동안 열처리하여, 실시예 1~3 및 비교예 1에 따른 열연도금강판 시편을 제조하였다.
비교예 2에 따른 시편의 경우, 합금성분은 실시예 1과 동일하며, 냉각 중간에 650℃에서 4초간 유지하는 과정이 더 포함된 것을 제외하고는 실시예 1과 동일한 조건으로 제조하였다.
비교예 3에 따른 시편의 경우, 합금성분은 실시예 1과 동일하며, 1020℃ 조압연 마무리 조건 및 880℃ 사상압연 마무리 조건으로 열간압연한 것 이외에는 실시예1과 동일한 조건으로 제조하였다.
[표 1] (단위 : 중량%)
2. 물성 평가
실시예 1~3 및 비교예 1~3에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험을 실시하였다.
인장시험은 열처리 전 인장강도(A), 부분 열처리 후, 열처리된 부분의 인장강도(B) 및 열처리되지 않은 부분의 인장강도(C)를 각각 측정하였다.
[표 2] (인장강도)
표 2를 참조하면, 본 발명에서 제시된 합금성분 및 공정조건을 만족하는 실시예 1~3에 따른 시편의 경우, 열처리 이전 600~700MPa의 인장강도를 나타내었으며, 부분 열처리에 의하여 열처리된 부분은 대략 900MPa의 인장강도를 나타내었으며, 열처리 되지 않은 부분은 인장강도가 소폭 증가하였다.
반면, 알루미늄이 불순물 수준이고, 석출물 형성원소 첨가량이 불충분한 비교예 1에 따른 시편의 경우, 열처리에 의해서도 강도가 크게 향상되지는 않았다.
또한, 냉각과정에서 유지 과정이 포함된 비교예 2에 따른 시편의 경우, 석출에 의하여 열처리 이전에 매우 높은 인장강도를 나타내었으며, 이종 강도가 구현되지 않았다.
또한, 조압연 마무리 온도가 상대적으로 낮고 및 사상압연 마무리 온도가 상대적으로 높은 비교예 3의 경우, 열간압연 및 냉각과정에서의 석출에 의하여 열처리전 강도가 높았으며, 이에 따라 부분 열처리에 의하여 열처리되는 부분과 그렇지 않은 부분의 강도 차이가 크지 않았다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 부분 열처리 단계
S150 : 도금 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각 단계
S140 : 부분 열처리 단계
S150 : 도금 단계
Claims (7)
- (a) 석출물 형성 원소를 포함하는 슬라브 판재를 재가열하는 단계;
(b) 상기 슬라브 판재를 열간압연하는 단계;
(c) 상기 열간압연된 판재를 냉각하는 단계;
(d) 상기 냉각된 판재의 일부분을 열처리하여, 부분 석출강화하는 단계; 및
(e) 상기 부분 석출강화된 판재를 용융도금하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 열연도금강판 제조 방법.
- 제1항에 있어서,
상기 열연도금강판 제조 방법은
(f) 상기 용융도금에 의해 형성된 도금층을 합금화하는 단계;를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 열연도금강판 제조 방법.
- 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
중량%로, 탄소(C) : 0.04~0.08%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 망간(Mn) : 1.5~2.0%, 인(P) : 0 초과 0.02% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb) : 0.06~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.06%, 바나듐(V) : 0.05~0.09% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열연도금강판 제조 방법.
- 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 (a) 단계의 슬라브 재가열은 1200~1300℃에서 수행되고,
상기 (b) 단계의 열간압연은 1050℃ 이상의 조압연 마무리 온도와, 820~860℃에서의 사상압연 마무리 온도 조건으로 수행되는 것을 특징으로 하는 열연도금강판 제조 방법.
- 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 (c) 단계의 냉각은 30℃/sec 이상의 평균냉각속도로 500~600℃까지 수행되는 것을 특징으로 하는 열연도금강판 제조 방법.
- 제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 (d) 단계의 부분 석출강화는 600~700℃/sec에서 3~7초동안 수행되는 것을 특징으로 하는 열연도금강판 제조 방법.
- 중량%로, 탄소(C) : 0.04~0.08%, 알루미늄(Al) : 0.3~1.0%, 망간(Mn) : 1.5~2.0%, 인(P) : 0 초과 0.02% 이하, 황(S) : 0 초과 0.01% 이하, 니오븀(Nb) : 0.06~0.1%, 티타늄(Ti) : 0.03~0.06%, 바나듐(V) : 0.05~0.09% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 제1부분이 인장강도 600~700MPa를 가지며, 제2부분이 석출 강화에 의해 상기 제1부분보다 높은 인장강도를 갖는 열연강판 모재; 및
상기 열연강판 모재 표면에 형성된 도금층;을 포함하는 것을 특징으로 하는 열연도금강판.
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