KR101586933B1 - Ultra-high strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same - Google Patents
Ultra-high strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same Download PDFInfo
- Publication number
- KR101586933B1 KR101586933B1 KR1020140097332A KR20140097332A KR101586933B1 KR 101586933 B1 KR101586933 B1 KR 101586933B1 KR 1020140097332 A KR1020140097332 A KR 1020140097332A KR 20140097332 A KR20140097332 A KR 20140097332A KR 101586933 B1 KR101586933 B1 KR 101586933B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel sheet
- cooling
- heat treatment
- hot
- galvanized steel
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F27—FURNACES; KILNS; OVENS; RETORTS
- F27B—FURNACES, KILNS, OVENS, OR RETORTS IN GENERAL; OPEN SINTERING OR LIKE APPARATUS
- F27B11/00—Bell-type furnaces
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
본 발명은 초고강도 강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고항복 특성 및 벤딩성이 우수한 인장강도 1.5GPa 이상의 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법에 관한 것이다.
More particularly, the present invention relates to a method for manufacturing an ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet having a high yield strength and excellent bending property and a tensile strength of 1.5 GPa or more.
인장강도 1.5GPa 이상의 초고강도 도금강판의 경우, 주로 연속소둔 열처리 및 수냉을 통하여 재질을 결정한 후, 전기아연도금을 수행하는 방식으로 제조되고 있다. 그 이유는 연속소둔 열처리 후 용융아연도금으로 초고강도 도금강판을 제조한 경우에는 벤딩성이나, 연신율 등 물성이 좋지 못하기 때문이다. In the case of an ultra-high strength coated steel sheet having a tensile strength of 1.5 GPa or more, the material is determined mainly by continuous annealing and water cooling, and then electro-galvanizing is performed. This is because when the ultra-high strength coated steel sheet is produced by hot-dip galvanizing after the continuous annealing, the properties such as bending property and elongation are not good.
초고강도 강판을 제조하는 예로는, 중량%로 C: 0.05~0.2%, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하 및 불순물과 소량의 합금 원소를 함유한 강에 Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하 중 1 또는 2종 이상을 첨가한 열연강판을 소둔 열처리한 후 급냉한 후, 150~200℃ 온도 범위에서 과시효 처리하는 방법이 있다. An example of producing an ultra high strength steel sheet is a steel containing 0.05 to 0.2% of C, 2.5% or less of Si, 3.0% or less of Mn and 0.3% or less of Cr and 0.3% or less of an alloy element, 0.3% or less, and 0.3% or less of Ni. The hot-rolled steel sheet is annealed, quenched, and subjected to over-treatment at a temperature of 150 to 200 ° C.
초고강도 강판을 제조하는 다른 예로는, 중량%로 C: 0.1~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.5%, Al: 1.5% 이하 및 Cr: 0.003~2.0%를 함유하는 냉연 강판을 Ac3 ~ Ac3 + 50℃ 온도로 가열한 후 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, (Ms - 100℃) ~ Bs (Ms : 마르텐사이트 개시 온도, Bs : 베이나이트 개시 온도) 범위에서 항온 유지하는 방법이 있다. Another example of producing an ultra high strength steel sheet is a cold rolled steel sheet containing 0.1 to 0.6% of C, 1.0 to 3.0% of Si, 1.0 to 3.5% of Mn, 1.5% or less of Al and 0.003 to 2.0% The steel sheet was heated to a temperature of Ac3 to Ac3 + 50 占 폚 and then cooled at a cooling rate of 3 占 폚 / s or more. The steel sheet was cooled at a constant temperature (Ms-100 占 폚) to Bs (Ms: martensite start temperature, Bs: There is a way to keep.
탄소의 함량이 더 높을 경우, 인장강도 1.5GPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제조할 수 있다. 그러나, 이 경우 높은 탄소 당량(Ceq)으로 인하여 용접성, 가공성 등이 저하되는 문제점이 있다.
When the content of carbon is higher, a steel sheet having an ultra-high strength of 1.5 GPa or more in tensile strength can be produced. However, in this case, there is a problem that the weldability and workability are deteriorated due to a high carbon equivalent (Ceq).
본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-2012-0127733호(2012.11.23. 공개)에 개시된 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조 방법이 있다.
The background art related to the present invention is an ultra-high strength steel sheet excellent in workability disclosed in Korean Patent Laid-Open Publication No. 10-2012-0127733 (published on November 23, 2012) and a method for manufacturing the same.
본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여 인장강도 1.5GPa 이상을 가지면서, 0.85 이상의 고항복 특성 및 1.5 이하의 우수한 벤딩성을 나타내는 초고강도 용융아연도금강판 및 제조 방법을 제공하는 것이다.
An object of the present invention is to provide an ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 1.5 GPa or more through control of alloy components and process conditions, exhibiting a high yield strength of 0.85 or more and excellent bending properties of 1.5 or less will be.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법은 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.1~0.2%, 망간(Mn) : 2.0~3.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 몰리브덴(Mo) : 0.09~1.1%, 니오븀(Nb) : 0.04~0.07%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.03% 및 보론(B) : 0.002~0.003%를 포함하고, 나머지가 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 강판을 오스테나이트 단상역에서 1차 열처리하는 단계; 상기 1차 열처리된 강판을 490~520℃까지 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강판을 460~520℃에서 용융아연도금하는 단계; 상기 용융아연도금된 강판을 200℃ 이하까지 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각된 강판을 200~250℃에서 2차 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다. In order to achieve the above object, an ultra high strength hot dip galvanized steel sheet manufacturing method according to an embodiment of the present invention comprises 0.2 to 0.3% carbon (C), 0.1 to 0.2% silicon (Si), 2.0 to 3.5 m (Al): 0.02 to 0.04%, molybdenum: 0.09 to 1.1%, niobium: 0.04 to 0.07%, titanium: 0.01 to 0.03% and boron (B): 0.002 to 0.003 %, And the remainder being iron (Fe) and unavoidable impurities, in a single phase of austenite; Firstly cooling the primary heat treated steel sheet to 490 - 520 ° C; Hot dip galvanizing the primary cooled steel sheet at 460 to 520 캜; Secondarily cooling the hot-dip galvanized steel sheet to 200 ° C or lower; And subjecting the secondary cooled steel sheet to a secondary heat treatment at 200 to 250 ° C.
이때, 상기 1차 열처리는 850~860에서 60~150초동안 수행되는 것이 바람직하다. At this time, it is preferable that the primary heat treatment is performed at 850 to 860 for 60 to 150 seconds.
또한, 상기 1차 냉각은, 상기 1차 열처리된 강판을 5℃/sec 이하의 평균냉각속도로 600~650℃까지 냉각한 후, 490~520℃까지 5~15℃/sec의 평균냉각속도로 냉각하는 방식으로 수행되는 것이 바람직하다. 이때, 상기 490~520℃까지의 냉각은 가스 분사 방식으로 수행되는 것이 바람직하다. In the primary cooling, the primary heat treated steel sheet is cooled to 600 to 650 ° C at an average cooling rate of 5 ° C / sec or less and then cooled to 490 to 520 ° C at an average cooling rate of 5 to 15 ° C / sec It is preferable to perform the cooling method. At this time, it is preferable that cooling to 490 ~ 520 ° C is performed by a gas injection method.
또한, 상기 2차 냉각은 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 50~200℃까지 수행되는 것이 바람직하다. It is preferable that the secondary cooling is performed at 50 to 200 캜 at an average cooling rate of 10 캜 / sec or more.
또한, 상기 2차 열처리는 BAF(Batch Annealing Furnace)에서 10~60분동안 수행되는 것이 바람직하다.
Also, the secondary heat treatment is preferably performed in a BAF (Batch Annealing Furnace) for 10 to 60 minutes.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 용융아연도금강판은 모재가 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.1~0.2%, 망간(Mn) : 2.0~3.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 몰리브덴(Mo) : 0.09~1.1%, 니오븀(Nb) : 0.04~0.07%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.03% 및 보론(B) : 0.002~0.003%를 포함하고, 나머지가 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 모재 표면에 아연을 포함하는 도금층이 형성되어 있으며, 인장강도 1.5GPa 이상 및 0.85 이상의 항복비(YP/TS)를 갖는 것을 특징으로 한다. To achieve the above object, an ultra high strength hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention comprises 0.2 to 0.3% of carbon (C), 0.1 to 0.2% of silicon (Si), 2.0 to 3.5% of manganese (Mn) (Al): 0.02 to 0.04%, molybdenum: 0.09 to 1.1%, niobium: 0.04 to 0.07%, titanium: 0.01 to 0.03% and boron (B): 0.002 to 0.003 (YP / TS) having a tensile strength of 1.5 GPa or more and 0.85 or more, wherein a plating layer containing zinc is formed on the surface of the base material and the remainder is made of iron (Fe) and unavoidable impurities .
이때, 상기 초고강도 용융아연도금강판은 7% 이상의 연신율 및 1.5 이하의 벤딩성(R/t, R : 벤딩반경, t: 초고강도 용융아연도금강판 두께)을 나타낼 수 있다.
At this time, the ultra high strength hot dip galvanized steel sheet may exhibit an elongation of 7% or more and a bending property (R / t, R: bending radius, t: super high strength hot dip galvanized steel sheet thickness) of 1.5 or less.
본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법에 의하면, 1차 열처리, 그리고 1차 및 2차 냉각을 통하여 1.5GPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있으며, 용융도금 이후 2차 열처리를 통하여 0.85 이상의 항복비, 7% 이상의 연신율 및 1.5 이하의 벤딩성을 확보할 수 있다. According to the method for manufacturing an ultra-high strength hot dip galvanized steel sheet according to the present invention, a tensile strength of 1.5 GPa or more can be secured through primary heat treatment and primary and secondary cooling, and secondary heat treatment after hot- An elongation of 7% or more and a bending property of 1.5 or less can be secured.
또한, 본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법의 경우, 1차 열처리 후 낮은 냉각속도, 바람직하게는 가스 냉각 방식으로 냉각을 수행함으로써 판형상이 우수하면서, 벤딩성이 우수한 인장강도 1.5GPa 이상의 초고강도 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. In addition, in the case of the method for manufacturing an ultra-high strength hot dip galvanized steel sheet according to the present invention, the steel sheet is cooled at a low cooling rate, preferably a gas cooling method after the first heat treatment, An ultrahigh-strength hot-dip galvanized steel sheet can be produced.
아울러, 본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판의 경우, 1차 열처리 및 냉각을 수행한 후, 연속적으로 용융아연도금을 수행할 수 있어, 강판 제조 비용을 절감할 수 있다.
In addition, in the case of the ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention, hot-dip galvanizing can be continuously performed after the first heat treatment and cooling, thereby reducing the manufacturing cost of the steel sheet.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.
FIG. 1 schematically shows a method of manufacturing an ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention.
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.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS The advantages and features of the present invention, and the manner of achieving them, will be apparent from and elucidated with reference to the embodiments described hereinafter in conjunction with the accompanying drawings. It should be understood, however, that the invention is not limited to the disclosed embodiments, but is capable of many different forms and should not be construed as limited to the embodiments set forth herein. Rather, these embodiments are provided so that this disclosure will be thorough and complete, To fully disclose the scope of the invention to those skilled in the art, and the invention is only defined by the scope of the claims. Like reference numerals refer to like elements throughout the specification.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
DETAILED DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Hereinafter, a method of manufacturing an ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet according to a preferred embodiment of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings.
초고강도 용융아연도금강판Ultra high strength galvanized steel sheet
본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판은, 강판 모재 및 도금층을 포함한다.The ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention includes a steel sheet base material and a plating layer.
도금층은 아연을 포함하며, 후술하는 용융아연도금을 수행함으로써 형성되거나, 혹은 용융아연도금 및 합금화 열처리를 수행함으로써 형성될 수 있다. The plating layer includes zinc and may be formed by performing hot dip galvanizing described below, or by performing hot dip galvanizing and alloying heat treatment.
강판 모재는 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.1~0.2%, 망간(Mn) : 2.0~3.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 몰리브덴(Mo) : 0.09~1.1%, 니오븀(Nb) : 0.04~0.07%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.03% 및 보론(B) : 0.002~0.003%를 포함한다.The steel sheet base material is composed of 0.2 to 0.3% of carbon (C), 0.1 to 0.2% of silicon (Si), 2.0 to 3.5% of manganese (Mn), 0.02 to 0.04% of aluminum (Al) ): 0.09 to 1.1%, niobium (Nb): 0.04 to 0.07%, titanium (Ti): 0.01 to 0.03% and boron (B): 0.002 to 0.003%.
상기 성분들 이외의 나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다. 불가피한 불순물은 인(P), 황(S), 질소(N) 등이 될 수 있다. The remainder other than the above components are composed of iron (Fe) and unavoidable impurities. Inevitable impurities may be phosphorus (P), sulfur (S), nitrogen (N), and the like.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판의 강판 모재에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명하기로 한다.
Hereinafter, the role and content of each component included in the steel sheet base material of the ultrahigh-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention will be described.
탄소(C)Carbon (C)
탄소(C)는 인장강도 1.5GPa 이상의 강도 확보에 기여한다. Carbon (C) contributes to securing strength of 1.5 GPa or more in tensile strength.
상기 탄소는 강판 모재 전체 중량의 0.2~0.3중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.2중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 발휘하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소의 함량이 0.3중량%를 초과할 경우에는 마르텐사이트 강도 증가에 따른 취성 발생 문제 및 점용접성이 열위해지는 문제점이 있다.
The carbon is preferably added in an amount of 0.2 to 0.3% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. When the content of carbon is less than 0.2% by weight, it may be difficult to exhibit the above effect. On the other hand, when the content of carbon is more than 0.3% by weight, the problem of brittleness due to an increase in the strength of martensite and the spot weldability are poor.
실리콘(Si)Silicon (Si)
실리콘(Si)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트 내의 탄소 농화를 촉진하며, 잔류 오스테나이트가 분해되어 탄화물을 형성하는 것을 억제 하는 효과가 있다. Silicon (Si) is a solid solution strengthening element, which promotes carbon concentration in austenite and inhibits the formation of carbides by decomposition of the retained austenite.
상기 실리콘은 강판 모재 전체 중량의 0.1~0.2중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 0.1중량% 미만일 경우에는 탄화물 형성 억제 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 실리콘의 함량이 강판 전체 중량의 0.2중량%를 초과할 경우에는 소재 표면에 Mn2SiO4상 및 SiO2상을 형성하여 도금 젖음성을 저하시켜 외관 표면을 저하시키는 문제가 있다.
The silicon is preferably added in an amount of 0.1 to 0.2% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. When the content of silicon is less than 0.1% by weight, the carbide formation inhibiting effect can not be exhibited properly. On the contrary, when the content of silicon exceeds 0.2% by weight of the total weight of the steel sheet, the Mn 2 SiO 4 phase and the SiO 2 phase are formed on the surface of the steel sheet to lower the wettability of the steel sheet, thereby lowering the surface of the steel sheet.
망간(Mn)Manganese (Mn)
망간(Mn)은 고용강화 원소로서 강도 향상에 기여하며, 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다. Manganese (Mn) contributes to strength improvement as a solid solution strengthening element, and martensite is easily produced even at a low cooling rate.
상기 망간은 강판 모재 전체 중량의 2.0~3.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 2.0중량% 미만일 경우에는 목표하는 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 망간의 함량이 3.5중량%를 초과할 경우에는 강도 과다 및 에지크랙 등이 발생하고, MnO 등 표면 산화물에 의한 미도금 결함이 발생할 수 있다.
The manganese is preferably added in an amount of 2.0 to 3.5% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. If the content of manganese is less than 2.0% by weight, it may become difficult to secure the desired strength. On the contrary, when the content of manganese exceeds 3.5% by weight, excessive strength and edge cracks may occur, and unplated defects due to surface oxides such as MnO may occur.
알루미늄(Al)Aluminum (Al)
알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트 결정립을 청정화하여 연신율을 향상시키며, 오스테나이트내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다. 또한, 알루미늄은 철과 아연도금층 사이에 레이어(layer)로 작용하여 도금성을 개선하는 원소이며, 열연 코일내 망간 밴드의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이다. Aluminum (Al) is an element mainly used as a deoxidizer, which improves the elongation by purifying the ferrite grains, and stabilizes the austenite by increasing the carbon concentration in the austenite. In addition, aluminum acts as a layer between the iron and the zinc plated layer to improve the plating ability, and is an effective element for suppressing the formation of manganese bands in the hot-rolled coil.
상기 알루미늄은 강판 모재 전체 중량의 0.02~0.04 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 함량이 0.02중량% 미만일 경우에는 상기의 탈산 효과 등 그 첨가 효과를 제대로 발휘하기 어렵다. 반대로, 알루미늄의 함량이 0.04중량%를 초과할 경우에는 제강 및 연주 조업시 개재물이 과다 형성되며, 도금표면에 불량이 발생하는 문제를 야기할 수 있다.
The aluminum is preferably added in an amount of 0.02 to 0.04% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. When the content of aluminum is less than 0.02% by weight, it is difficult to exhibit the effect of addition such as the above deoxidation effect. On the contrary, when the content of aluminum exceeds 0.04% by weight, inclusions are excessively formed during steelmaking and playing operations, which may cause defects on the surface of the plating.
몰리브덴(Mo)Molybdenum (Mo)
몰리브덴(Mo)은 경화능 증가를 통해 강도 향상에 기여하며 입계 취성을 억제 하는 효과를 가져온다. 또한 몰리브덴은 탄소와의 강한 인력으로 입계에 Fe23(C,B) 석출물 형성을 억제함으로써 보론(B)의 경화능 효과를 강화한다. 또한 입계 P 편석을 억제하고 입계를 강화시킴으로써 마르텐사이트 취성파단을 억제하는 효과를 가져온다. Molybdenum (Mo) contributes to the improvement of strength by increasing the hardenability and it has the effect of inhibiting grain boundary embrittlement. In addition, molybdenum enhances the hardenability effect of boron (B) by inhibiting the formation of Fe23 (C, B) precipitates in the grain boundary by strong attraction with carbon. Further, by suppressing grain boundary P segregation and strengthening grain boundaries, the effect of suppressing brittle fracture of martensite is obtained.
상기 몰리브덴은 강판 모재 전체 중량의 0.09~1.1중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴의 첨가량이 0.09중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 몰리브덴의 함량이 1.1중량%를 초과할 경우 그 효과가 포화되어 경제성이 저하된다.
The molybdenum is preferably added in an amount of 0.09 to 1.1% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. If the addition amount of molybdenum is less than 0.09 wt%, the effect of addition is insufficient. On the contrary, when the content of molybdenum exceeds 1.1% by weight, the effect is saturated and the economical efficiency is lowered.
니오븀(Nb)Niobium (Nb)
니오븀(Nb)은 석출물 형성원소로서 강의 인성 및 수소취성에 큰 영향을 주는원소 이다. 특히, 니오븀계 석출물들은 1200℃ 정도의 슬라브 재가열 과정에서 고용된 후 열간압연 중 미세하게 석출하여 마르텐사이즈 조직을 미세화 시켜 파괴 인성을 효과적으로 증가시킨다. 또한 균일하고 미세한 부정합 NbC 석출물에 의한 수소취성 억제 효과를 발휘한다. Niobium (Nb) is a precipitate-forming element and is an element that greatly affects toughness and hydrogen embrittlement of steel. In particular, the niobium precipitates are dissolved in the slab reheating process at a temperature of about 1200 ° C, and are finely precipitated during hot rolling, thereby finely dividing the martensite structure to effectively increase the fracture toughness. And exhibits hydrogen embrittlement inhibiting effect by uniform and fine unmatched NbC precipitates.
상기 니오븀은 강판 모재 전체 중량의 0.04~0.07중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀이 0.04중량% 미만으로 첨가되면 수소취성 억제 효과가 부족해지며, 니오븀이 0.07중량%를 초과하여 첨가되면 과다한 석출물 형성에 의하여 열연강판의 강도가 증가하여 냉간압연시 압연성을 크게 저하시킬 수 있다.The niobium is preferably added in an amount of 0.04 to 0.07% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. When niobium is added in an amount less than 0.04% by weight, the hydrogen embrittlement inhibiting effect becomes insufficient. When the niobium is added in an amount exceeding 0.07% by weight, the strength of the hot-rolled steel sheet is increased due to the formation of excessive precipitates, .
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
티타늄(Ti)은 강력한 탄질화물 형성 원소로서, 결정립미세화를 통한 고강도화 효과가 있다. 특히 TiN 우선 석출을 통해서 BN 석출을 억제한다. BN이 석출되면 보론(B)의 경화능 효과가 감소하게 된다. Titanium (Ti) is a strong carbonitride-forming element and has an effect of strengthening the grain by grain refinement. In particular, BN precipitation is suppressed through TiN preferential precipitation. When BN is precipitated, the effect of the curing ability of boron (B) decreases.
상기 티타늄의 첨가량은 강판 모재 전체 중량의 0.01~0.03중량%인 것이 바람직하다. 티타늄이 0.01중량% 미만으로 첨가되면 그 효과가 불충분하다. 반대로, 티타늄의 첨가량이 0.03중량%를 초과할 경우 그 효과가 포화되어 경제성을 저해한다.
The amount of titanium added is preferably 0.01 to 0.03% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. If the amount of titanium is less than 0.01% by weight, the effect is insufficient. On the contrary, when the amount of titanium added exceeds 0.03% by weight, the effect is saturated and the economical efficiency is deteriorated.
보론(B)Boron (B)
보론(B)은 소입성 원소로서, 본 발명에서 소둔처리 후 냉각시에 강의 마르텐사이트 형성에 크게 기여한다. 특히, 보론은 페라이트 변태를 지연함으로써 저속 냉각 조건에서도 마르텐사이트가 형성되는데 크게 기여한다. Boron (B) is an ingenious element and contributes greatly to the formation of martensite of steel during cooling after annealing treatment in the present invention. In particular, boron significantly contributes to formation of martensite even under low-speed cooling conditions by retarding ferrite transformation.
보론은 강판 모재 전체 중량의 0.002~0.003중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론의 첨가량이 0.002중량% 미만일 경우, 페라이트 변태 지연 효과가 불충분하여 저속 냉각 조건에서 충분한 마르텐사이트 분율을 확보하기 어렵다. 반대로, 보론의 첨가량이 0.003중량%를 초과하여 첨가될 경우, 그 효과가 포화되어 냉각속도 감소의 효과가 없으며 강의 인성을 저해하는 문제점이 있다.
Boron is preferably added in an amount of 0.002 to 0.003% by weight based on the total weight of the steel sheet base material. When the addition amount of boron is less than 0.002% by weight, the ferrite transformation retarding effect is insufficient, and it is difficult to secure a sufficient martensite fraction under low-speed cooling conditions. On the other hand, when the addition amount of boron is more than 0.003 wt%, the effect is saturated and there is no effect of decreasing the cooling rate and the toughness of the steel is deteriorated.
본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판은 상기의 합금 성분 조절 및 후술하는 공정 제어를 통하여, 인장강도 1.5GPa 이상 및 0.85 이상의 항복비(YP/TS)를 나타낼 수 있다. 아울러, 본 발명에 따른 초고강도 용융아연도금강판은 7% 이상의 연신율 및 1.5R/t(R : 벤딩반경, t: 초고강도 용융아연도금강판 두께) 이하의 벤딩성을 나타낼 수 있다.
The ultrahigh-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention can exhibit a tensile strength of 1.5 GPa or more and a yield ratio (YP / TS) of 0.85 or more through the above-described alloy component control and process control described below. In addition, the ultra high strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention exhibits an elongation of 7% or more and a bending property of 1.5R / t (R: bending radius, t: super high strength hot dip galvanized steel sheet thickness).
초고강도 용융아연도금강판 제조 방법Manufacturing method of ultra high strength hot-dip galvanized steel sheet
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.FIG. 1 schematically shows a method of manufacturing an ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 도시된 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법은 1차 열처리 단계(S210), 1차 냉각 단계(S220), 용융아연도금 단계(S230), 2차 냉각 단계(S240) 및 2차 열처리 단계(S250)를 포함한다. Referring to FIG. 1, the method for manufacturing a super high strength hot dip galvanized steel sheet according to the present invention includes a first heat treatment step S210, a first cooling step S220, a hot dip galvanizing step S230, a second cooling step S240, And a car heat treatment step S250.
1차 열처리 단계(S210)에서는 상기 제시된 합금성분을 가지며, 열간압연 및 냉간압연된 강판을 오스테나이트 단상 영역에서 1차 열처리한다. 1차 열처리는 CAL(Continuous Annealing Line)에서 수행될 수 있다. In the first heat treatment step (S210), the hot-rolled and cold-rolled steel sheets having the above-described alloy components are subjected to a primary heat treatment in a single-phase region of austenite. The primary heat treatment can be performed in a CAL (Continuous Annealing Line).
1차 열처리는 오스테나이트 단상역에서 수행되는 것이 바람직하다. 이를 통하여 마르텐사이트 분율 증가를 통한 1.5GPa 이상의 인장강도 확보 및 1.5 이하의 벤딩성 확보가 용이하다. The primary heat treatment is preferably carried out in a single phase of austenite. Through this, the tensile strength of 1.5 GPa or more can be secured by increasing the fraction of martensite and the bending property of 1.5 or less can be easily secured.
1차 열처리는 보다 바람직하게는 850~860℃에서 대략 60~150초동안 소둔열처리하는 것을 제시할 수 있다. 850℃ 이상에서 안정적인 단상역 소둔열처리가 가능하여 벤딩성 확보에 유리하고, 860℃ 이하에서 오스테나이트가 조대화를 방지하여 강도 확보에 용이하다.
More preferably, the first heat treatment can be carried out by annealing at 850 to 860 ° C for about 60 to 150 seconds. It is possible to perform stable single-phase reverse annealing at a temperature of 850 DEG C or higher to ensure bending property, and it is easy to secure strength by preventing coarsening of the austenite at 860 DEG C or less.
다음으로, 1차 냉각 단계(S220)에서는 1차 열처리된 강판을 490~520℃까지 1차 냉각한다. 1차 열처리된 강판을 490~520℃까지 냉각함으로써 목표하는 강도를 확보할 수 있다. 이때, 1차 냉각의 종료 온도가 490℃ 미만일 경우, 용융아연도금을 위하여 재가열이 수반될 가능성이 있으므로 경제적이지 못하다. 또한 1차 냉각의 종료 온도가 520℃를 초과하는 경우, 1.5GPa 이상의 인장강도 확보가 어려워질 수 있다. Next, in the first cooling step (S220), the primary heat treated steel sheet is first cooled to 490 - 520 캜. The target strength can be secured by cooling the primary heat treated steel sheet to 490 to 520 ° C. At this time, if the termination temperature of the primary cooling is less than 490 ° C, reheating may be accompanied for hot-dip galvanizing, which is not economical. In addition, when the termination temperature of the primary cooling exceeds 520 캜, it may become difficult to secure a tensile strength of 1.5 GPa or more.
1차 냉각 단계(S220)는 보다 구체적으로, 1차 열처리된 강판을 5℃/sec 이하의 평균냉각속도로 600~650℃까지 냉각하여 페라이트 분율을 확보한 후, 490~520℃까지 5~15℃/sec의 평균냉각속도로 냉각하는 방식으로 수행되는 것이 바람직하다. More specifically, in the first cooling step (S220), the primary heat treated steel sheet is cooled to 600 to 650 ° C at an average cooling rate of 5 ° C / sec or less to secure a ferrite fraction. RTI ID = 0.0 > sec / sec. ≪ / RTI >
490~520℃까지의 냉각이 5℃/sec 미만의 평균냉각속도로 수행될 경우, 페라이트, 펄라이트 변태가 다량 발생할 수 있어 인장강도 1.5GPa 이상의 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 490~520℃까지의 냉각이 15℃/sec를 초과하는 평균냉각속도로 수행될 경우, 강판의 폭방향 변형에 의한 판형상 불량이 발생할 수 있다.If the cooling to 490 to 520 ° C is carried out at an average cooling rate of less than 5 ° C / sec, a large amount of ferrite and pearlite transformation may occur, and it may become difficult to obtain a strength of 1.5 GPa or more in tensile strength. On the other hand, when the cooling to 490 to 520 ° C is performed at an average cooling rate exceeding 15 ° C / sec, plate-like defects due to the widthwise deformation of the steel sheet may occur.
한편, 490~520℃까지의 냉각은 수냉이 이용될 수 있으나, 우수한 판형상 확보 측면에서 수소 등의 가스를 분사하는 가스 분사 방식으로 수행되는 것이 보다 바람직하다.
On the other hand, although water cooling may be used for cooling from 490 to 520 ° C, it is more preferable that the cooling is performed by a gas injection method in which gas such as hydrogen is injected in terms of securing a good plate shape.
다음으로, 용융아연도금 단계(S230)에서는 1차 냉각된 강판을 대략 460~520℃에서 용융아연도금한다. Next, in the hot-dip galvanizing step (S230), the primary-cooled steel sheet is hot-dip galvanized at about 460 to 520 캜.
용융아연도금 후에는 대략 520~570℃에서 합금화 열처리하는 과정이 추가로 실시될 수 있다.
After the hot dip galvanizing, alloying heat treatment may be further performed at about 520 to 570 ° C.
다음으로, 2차 냉각 단계(S240)에서는 용융아연도금된 강판을 200℃ 이하까지 2차 냉각하여 마르텐사이트 변태를 유도한다.Next, in the second cooling step (S240), the hot-dip galvanized steel sheet is secondarily cooled to 200 DEG C or lower to induce martensitic transformation.
상기 2차 냉각은 10℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 10~40℃/sec의 평균냉각속도로 50~200℃까지 수행되는 것이 바람직하다. 2차 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우, 인장강도 1.5GPa 확보가 어려워질 수 있다. 또한, 2차 냉각의 종료 온도가 200℃를 초과하는 경우, 인장강도 1.5GPa 확보가 어려워질 수 있으며, 반대로 2차 냉각의 종료 온도가 50℃ 미만일 경우, 2차 열처리에 의하여도 7% 이상의 연신율 확보가 어렵다.
The secondary cooling is preferably performed at 50 to 200 DEG C at an average cooling rate of 10 DEG C / sec or more, more preferably 10 to 40 DEG C / sec. If the secondary cooling rate is less than 10 ° C / sec, it may become difficult to secure a tensile strength of 1.5 GPa. If the termination temperature of the secondary cooling exceeds 200 ° C, it may become difficult to secure a tensile strength of 1.5 GPa. On the other hand, if the termination temperature of the secondary cooling is less than 50 ° C, It is difficult to secure.
다음으로, 2차 열처리 단계에서는 2차 냉각된 강판을 200~250℃에서 열처리한다. 2차 열처리를 통하여 마르텐사이트의 일부 또는 전부가 템퍼드 마르텐사이트로 변화되어, 항복비를 0.85 이상으로 상승시킬 수 있으며, 1.5 이하의 벤딩성을 확보할 수 있다. Next, in the secondary heat treatment step, the secondary cooled steel sheet is heat-treated at 200 to 250 ° C. A part or all of the martensite may be changed to tempered martensite through the secondary heat treatment to increase the yield ratio to 0.85 or more and ensure bending properties of 1.5 or less.
이때, 2차 열처리 온도가 200℃ 미만인 경우, 항복비 상승 및 연신율 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 2차 열처리 온도가 250℃를 초과하는 경우, 인장강도가 1.5GPa 미만으로 될 우려가 있다. At this time, when the secondary heat treatment temperature is less than 200 占 폚, the effect of improving the yield ratio and improving the elongation is insufficient. On the other hand, when the secondary heat treatment temperature exceeds 250 캜, the tensile strength may become less than 1.5 GPa.
한편, 2차 열처리는 BAF(Batch Annealing Furnace)에서 코일 상태의 강판그대로 수행되는 것이 바람직하다. 이를 통하여 강판 제조 설비가 지나치게 길어지는 것을 방지할 수 있으며, 또한, 강판 전체에 대한 고른 열처리가 가능하여, 재질 편차 발생을 억제할 수 있다. On the other hand, it is preferable that the secondary heat treatment is performed in a coil-state steel sheet in a BAF (Batch Annealing Furnace). Accordingly, it is possible to prevent the steel plate manufacturing facility from becoming too long, and the steel plate can be uniformly heat-treated, and the occurrence of material variations can be suppressed.
2차 열처리를 BAF에서 수행할 경우, 열처리 시간은 10~60분인 것이 바람직하다. 열처리 시간이 10분 미만일 경우, 항복비 상승 및 연신율 향상 효과가 불충분하다. 바대로, 열처리 시간이 60분을 초과하여도 더 이상 효과가 상승하지 않는다. When the secondary heat treatment is performed in BAF, the heat treatment time is preferably 10 to 60 minutes. When the heat treatment time is less than 10 minutes, the yield ratio increase and the elongation improving effect are insufficient. As a result, even if the heat treatment time exceeds 60 minutes, the effect does not rise any more.
2차 열처리 이후에는 상온까지 냉각, 바람직하게는 공냉이 수행될 수 있다.
After the secondary heat treatment, cooling to room temperature, preferably air cooling, may be performed.
실시예Example
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. Hereinafter, the configuration and operation of the present invention will be described in more detail with reference to preferred embodiments of the present invention. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
The contents not described here are sufficiently technically inferior to those skilled in the art, and a description thereof will be omitted.
1. 시편의 제조1. Preparation of specimens
실시예 1Example 1
중량%로, 탄소(C) 0.244%, 실리콘(Si) 0.12%, 망간(Mn) 2.94%, 알루미늄(Al) 0.03%, 몰리브덴(Mo) 0.12%, 니오븀(Nb) 0.041%, 티타늄(Ti) 0.021%, 보론(B) 0.0025%를 포함하고, 나머지가 철과 불가피한 불순물로 이루어진 강판을 850℃에서 100초동안 1차 열처리하였다. (C) 0.244%, silicon (Si) 0.12%, manganese (Mn) 2.94%, aluminum (Al) 0.03%, molybdenum (Mo) 0.12%, niobium (Nb) 0.041%, titanium (Ti) 0.021% and boron (B) 0.0025%, and the balance of iron and unavoidable impurities was subjected to a first heat treatment at 850 ° C for 100 seconds.
이후, 5℃/sec의 평균냉각속도로 620℃까지 서냉하고, 510℃까지 10℃/sec의 평균냉각속도로 수소 가스 분사 방식으로 냉각하였다. Thereafter, the sample was slowly cooled to 620 deg. C at an average cooling rate of 5 deg. C / sec and cooled to 510 deg. C at an average cooling rate of 10 deg. C / sec by a hydrogen gas injection method.
이후, 480℃에서 용융아연도금한 후, 15℃/sec의 평균냉각속도로 150℃까지 냉각하였다. Thereafter, it was hot-dip galvanized at 480 캜 and then cooled to 150 캜 at an average cooling rate of 15 캜 / sec.
이후, BAF에서 250℃에서 20분동안 2차 열처리한 후, 상온까지 공냉하여, 실시예 1에 따른 강판 시편을 제조하였다.
Thereafter, the steel sheet was subjected to a second heat treatment at 250 ° C for 20 minutes in BAF, followed by air cooling to room temperature, thereby preparing a steel sheet specimen according to Example 1.
비교예 1Comparative Example 1
2차 열처리를 수행하지 않은 것을 제외하고는 실시예 1과 동일한 조건으로 강판 시편을 제조하였다.
A steel plate specimen was prepared under the same conditions as in Example 1 except that the second heat treatment was not performed.
비교예 2Comparative Example 2
중량%로, 탄소(C) 0.15%, 실리콘(Si) 0.15%, 망간(Mn) 2.5%, 알루미늄(Al) 0.01%, 크롬(Cr) : 0.2%, 몰리브덴(Mo) 0.15%, 니켈(Ni) : 0.2%를 포함하고, 나머지가 철과 불가피한 불순물로 이루어진 강판을 850℃에서 100초동안 1차 열처리하였다. (Al), 0.2% of chromium (Cr), 0.15% of molybdenum (Mo), 0.15% of nickel (Ni), 0.15% of carbon (C), 0.15% of silicon ): 0.2%, and the balance of iron and unavoidable impurities was subjected to a first heat treatment at 850 ° C for 100 seconds.
이후, 5℃/sec의 평균냉각속도로 620℃까지 서냉하고, 200℃까지 50℃/sec의 평균냉각속도로 수냉하였다. Thereafter, the sample was gradually cooled to 620 占 폚 at an average cooling rate of 5 占 폚 / sec and water-cooled to 200 占 폚 at an average cooling rate of 50 占 폚 / sec.
이후, 440℃에서 150초동안 과시효처리한 후, 상온까지 공냉하였다. Thereafter, the resultant was treated at 440 DEG C for 150 seconds and air-cooled to room temperature.
이후, 전기아연도금라인에서 아연을 도금하여 강판 시편을 제조하였다.
Thereafter, steel sheets were prepared by plating zinc on an electro-galvanizing line.
2. 기계적 특성 평가2. Evaluation of mechanical properties
표 1은 실시예 1, 비교예 1 및 비교예 2에 따른 시편의 기계적 물성을 나타낸 것이다. Table 1 shows the mechanical properties of the specimen according to Example 1, Comparative Example 1 and Comparative Example 2.
표 1에서 인장강도, 항복강도 및 연신율은 JIS 5호 시험편으로 가공하여 인장시험을 통하여 측정하였다.In Table 1, the tensile strength, yield strength, and elongation were measured by tensile test with JIS No. 5 specimen.
또한, 벤딩성은 90°벤딩 시험을 통하여 크랙이 발생하는 시점의 벤딩 반경(R)을 시편 두께(t)로 나눈 값으로 평가하였다. In addition, the bending property was evaluated by the bending radius (R) at the time of occurrence of the crack through the 90 ° bending test divided by the specimen thickness (t).
[표 1][Table 1]
표 1을 참조하면, 본 발명에서 제시한 조건을 만족하는 실시예 1에 따른 강판 시편의 경우, 인장강도 1.5GPa 이상, 항복비 0.85 이상 및 연신율 7% 이상을 가지며, 벤딩성 역시 1.5 이하를 갖는 것을 볼 수 있다. Referring to Table 1, in the case of the steel sheet specimen according to Example 1 satisfying the conditions of the present invention, it has a tensile strength of 1.5 GPa or more, a yield ratio of 0.85 or more, an elongation of 7% or more, and a bending property of 1.5 or less Can be seen.
이는 합금성분 및 1차 열처리, 1차, 2차 냉각을 통하여 인장강도를 확보한 후, 용융아연도금 후, 2차 열처리를 통하여 항복비, 연신율 및 벤딩성을 확보한 결과라 볼 수 있다. This is the result of securing the tensile strength through the alloy component, primary heat treatment, primary and secondary cooling, securing the yield ratio, elongation and bending property through secondary heat treatment after hot dip galvanizing.
반면, 2차 열처리가 수반되지 않은 비교예 1에 따른 강판 시편의 경우, 인장강도는 1.5GPa를 초과하였으나, 항복비가 0.85 미만이었으며, 연신율 및 벤딩성 역시 목표치에 이르지 못하였다. On the other hand, in the case of the steel sheet specimen according to Comparative Example 1 not accompanied by the secondary heat treatment, the tensile strength exceeded 1.5 GPa, but the yield ratio was less than 0.85, and the elongation and bending properties also failed to reach the target values.
또한, 연속소둔 및 전기아연도금을 통하여 제조된 비교예 2에 따른 강판 시편의 경우, 인장강도는 우수하였으나, 연신율 및 벤딩성이 목표치에 미치지 못하였다. Also, in the case of the steel sheet specimen of Comparative Example 2 produced through continuous annealing and electro-galvanizing, the tensile strength was excellent, but the elongation and bending properties were not reached to the target values.
전술한 바와 같이, 인장강도 1.5GPa 이상을 갖는 초고강도 강판의 경우 주로 100℃/sec 이상의 수냉을 통하여 제조되었으나, 실시예 1,2에서 볼 수 있는 바와 같이, 본 발명의 경우, 40℃/sec 이하의 상대적으로 낮은 냉각 속도를 적용하였음에도 인장강도 1.5GPa 이상을 가지면서 연신율 및 굽힘성이 우수한 초고강도 강판을 제조할 수 있었다.
As described above, in the case of an ultra-high strength steel sheet having a tensile strength of 1.5 GPa or more, it was mainly manufactured by water cooling at a rate of 100 ° C / sec or more. However, as shown in Examples 1 and 2, It was possible to produce an ultra high strength steel sheet having a tensile strength of 1.5 GPa or more and excellent elongation and bendability.
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.
While the invention has been described in connection with what is presently considered to be the most practical and preferred embodiment, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments. Such changes and modifications are intended to fall within the scope of the present invention unless they depart from the scope of the present invention. Accordingly, the scope of the present invention should be determined by the following claims.
S210 : 1차 열처리 단계 S220 : 1차 냉각 단계
S230 : 용융아연도금 단계 S240 : 2차 냉각 단계
S250 : 2차 열처리 단계S210: primary heat treatment step S220: primary cooling step
S230: hot dip galvanizing step S240: secondary cooling step
S250: Second heat treatment step
Claims (8)
상기 1차 열처리된 강판을 490~520℃까지 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 460~520℃에서 용융아연도금하는 단계;
상기 용융아연도금된 강판을 200℃ 이하까지 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 강판을 200~250℃에서 2차 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법.
(Al), 0.02 to 0.04% of molybdenum (Mo), 0.09 to 1.1% of molybdenum (Mo), 0.2 to 0.3% of carbon (C) A steel sheet comprising 0.04 to 0.07% of niobium (Nb), 0.01 to 0.03% of titanium (Ti), and 0.002 to 0.003% of boron (B), the remainder being iron (Fe) and unavoidable impurities, A first heat treatment step in the first heat treatment step;
Firstly cooling the primary heat treated steel sheet to 490 - 520 ° C;
Hot dip galvanizing the primary cooled steel sheet at 460 to 520 캜;
Secondarily cooling the hot-dip galvanized steel sheet to 200 ° C or lower; And
And subjecting the secondary cooled steel sheet to a secondary heat treatment at 200 to 250 ° C.
상기 1차 열처리는
850~860에서 60~150초동안 수행되는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
The primary heat treatment
850 to 860 for 60 to 150 seconds. ≪ RTI ID = 0.0 > 8. < / RTI >
상기 1차 냉각은, 상기 1차 열처리된 강판을 5℃/sec 이하의 평균냉각속도로 600~650℃까지 냉각한 후, 490~520℃까지 5~15℃/sec의 평균냉각속도로 냉각하는 방식으로 수행되는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
In the primary cooling, the primary heat-treated steel sheet is cooled to 600 to 650 ° C at an average cooling rate of 5 ° C / sec or less and then cooled to an average cooling rate of 5 to 15 ° C / sec from 490 to 520 ° C The method of manufacturing a galvanized steel sheet according to claim 1,
상기 490~520℃까지의 냉각은 가스 분사 방식으로 수행되는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
Wherein the cooling from 490 to 520 ° C is performed by a gas injection method.
상기 2차 냉각은 10℃/sec 이상의 평균냉각속도로 50~200℃까지 수행되는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
Wherein the secondary cooling is performed at 50 to 200 占 폚 at an average cooling rate of 10 占 폚 / sec or more.
상기 2차 열처리는 BAF(Batch Annealing Furnace)에서 10~60분동안 수행되는 것을 특징으로 하는 초고강도 용융아연도금강판 제조 방법.
The method according to claim 1,
Wherein the secondary heat treatment is performed in a BAF (Batch Annealing Furnace) for 10 to 60 minutes.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020140097332A KR101586933B1 (en) | 2014-07-30 | 2014-07-30 | Ultra-high strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020140097332A KR101586933B1 (en) | 2014-07-30 | 2014-07-30 | Ultra-high strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR101586933B1 true KR101586933B1 (en) | 2016-01-19 |
Family
ID=55306343
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020140097332A KR101586933B1 (en) | 2014-07-30 | 2014-07-30 | Ultra-high strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101586933B1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020050573A1 (en) | 2018-09-04 | 2020-03-12 | 주식회사 포스코 | Ultra high strength and high ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method for same |
| KR20230001906A (en) * | 2021-06-29 | 2023-01-05 | 현대제철 주식회사 | Local heat treatment method of work roll |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010065272A (en) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same |
| KR20120074798A (en) * | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing tensile strength 1.5gpa class steel sheet and the steel sheet manufactured thereby |
-
2014
- 2014-07-30 KR KR1020140097332A patent/KR101586933B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010065272A (en) * | 2008-09-10 | 2010-03-25 | Jfe Steel Corp | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same |
| KR20120074798A (en) * | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing tensile strength 1.5gpa class steel sheet and the steel sheet manufactured thereby |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020050573A1 (en) | 2018-09-04 | 2020-03-12 | 주식회사 포스코 | Ultra high strength and high ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method for same |
| KR20200027387A (en) | 2018-09-04 | 2020-03-12 | 주식회사 포스코 | Ultra high strength and high ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method for the same |
| KR20230001906A (en) * | 2021-06-29 | 2023-01-05 | 현대제철 주식회사 | Local heat treatment method of work roll |
| KR102560881B1 (en) | 2021-06-29 | 2023-07-31 | 현대제철 주식회사 | Local heat treatment method of work roll |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102276741B1 (en) | High strength cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having high hole expansion ratio and manufacturing method thereof | |
| KR102401886B1 (en) | Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength and manufacturing method thereof | |
| JP2022160585A (en) | Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP2023011852A (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and method of manufacturing thereof | |
| KR101467064B1 (en) | HIGH STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET FOR CAR HAVING 1180 MPa GRADE IN TENSILE STRENGTH AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME | |
| JP7410936B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with high hole expandability, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof | |
| KR102464730B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength steel sheet and sheet obtained by the method | |
| JP2023153941A (en) | Cold-rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof | |
| KR20130046941A (en) | High strength steel sheet and method of manufacturing the steel sheet | |
| KR101388392B1 (en) | High strength steel sheet with excellent plating and bending properties and method of manufacturing the same | |
| JPWO2013051714A1 (en) | Steel sheet and manufacturing method thereof | |
| KR20150061209A (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101166995B1 (en) | Method for Manufacturing of High Strength and High Formability Galvanized Steel Sheet with Dual Phase | |
| KR102496311B1 (en) | Steel sheet having high strength and high formability and method for manufacturing the same | |
| KR101553108B1 (en) | Steel for pressure vessel and method of manufacturing the steel | |
| KR20160001485A (en) | Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101586933B1 (en) | Ultra-high strength galvanized steel sheet and method of manufacturing the same | |
| JP2023071938A (en) | High strength steel sheet having excellent ductility and workability, and method for manufacturing the same | |
| KR101516864B1 (en) | Method of manufacturing cold-rolled steel sheet | |
| KR20150001469A (en) | High strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the cold-rolled steel sheet | |
| KR20130076959A (en) | Ultra-high strength steel sheet with 980mpa grade tensile strength and excellent galvanizing property and method of manufacturing the steel sheet | |
| KR20130046966A (en) | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
| KR101443441B1 (en) | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing of the same | |
| KR101467055B1 (en) | Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| KR101344549B1 (en) | Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the cold-rolled steel sheet |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20200106 Year of fee payment: 5 |