CN104011248B - 具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种具有高强度的非磁性高锰钢板，其具有优异的强度和成型性，并且同时可获得优异的非磁特性，并且涉及制造该非磁性高锰钢板的方法。

Description

具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板及其制造 方法
技术领域
本发明涉及一种具有高强度的非磁性高锰钢板，所述高锰钢板用作重型电力机械如配电板和变压器的材料。
背景技术
一般而言，用于例如配电板和变压器的设备的材料需要具有高强度以及良好的非磁特性。
在相关技术中，具有高含量镍和高含量铬并且满足高强度和非磁性要求的不锈钢用于此类应用。然而，这类不锈钢是昂贵的并且可能没有足够的强度。
铁素体不锈钢或马氏体不锈钢可用作替代物以满足高强度要求。然而，铁素体和马氏体不锈钢具有高品质的磁特性，所述磁特性导致涡流，因而导致电流损失。此外，铁素体和马氏体不锈钢是非常昂贵的。
因此，需要不具有此类不锈钢的局限性同时具有高强度和非磁特性的材料。
发明内容
技术问题
本发明的多个方面可提供一种具有高强度和高成型性和良好非磁特性的非磁性高锰钢板以及制造所述钢板的方法。
技术方案
有益效果
根据本发明，提供一种具有高奥氏体稳定性和非磁特性的高锰钢板。在该钢板中加入铝(Al)以防止碳形成碳化物，因而进一步增加奥氏体的稳定性。因此，该钢板具有高成型性以及高强度。该钢板具有足够的刚性，因而可用于形成大型变压器的结构元件。
附图说明
图1A和1B分别为本发明实施例1-7和对比实施例1-4的微观结构图像。
图2是XRD图，其中曲线A和B分别表示本发明钢2-1和对比钢2-1的相稳定性测量结果。
图3A和3B分别为本发明钢2-1和对比钢2-1的微观结构图像。
最佳实施方式
当材料被置于磁场中时所产生涡流损耗与材料的磁特性密切相关。在具有较好的磁特性的材料中产生更多的涡流，因而产生更多的涡流损耗。一般而言，材料的磁性与材料的磁导率(μ)成正比。也就是说，磁导率越高，磁性越高。磁导率定义为μ＝B/H，其中H表示磁场，并且B表示感应磁场。也就是说，如果一种材料的磁导率降低，则该材料的磁性降低，并且因此当该材料被置于磁场中时，由材料的表面涡流引起的损耗可能降低，从而提高了能量效率。因此，如果将非磁性钢板用作电气设备如配电板或变压器的材料，则能量损耗可得到降低。
本发明人进行了深入研究，并通过加入锰(Mn)和碳(C)以改善奥氏体的稳定性而发明出具有高强度和良好非磁特性的高锰钢。根据本发明的实施方案，通过控制碳和锰的含量以改善奥氏体的相稳定性，以及加入铝以抑制形成形变诱导ε-马氏体和产生位错诱导滑移形变，以提供具有良好非磁特性以及高强度和高延伸率(成型性)的钢板。
现将详细描述本发明的实施方案。首先，现将详细描述本发明的一个实施方案的钢板。所述实施方案的钢板具有如下组成(在下文中，％是指重量％)。
碳(C)：0.4％至0.9％
碳(C)是用于在钢中形成奥氏体的元素。可优选的是，钢板中碳(C)的含量为0.4％或更大。然而，如果碳(C)的含量大于0.9％，则碳化物可能过度沉淀，从而劣化了钢板的非磁特性和铸造性。因此，可优选的是，钢板中的碳(C)含量在0.4％至0.9％的范围内。
锰(Mn)：10％至25％
锰(Mn)是稳定奥氏体的关键元素。在本发明的实施方案中，钢板中的锰(Mn)含量为10％或更大。如果锰(Mn)的含量小于10％，则可形成α'-马氏体，从而劣化了钢板的非磁特性。另一方面，如果锰(Mn)的含量大于25％，则可显著增加钢板的制造成本，并且当钢板在热轧过程中加热时，会显著增强钢板中的氧化，从而劣化了钢板的表面品质。因此，可优选的是，锰(Mn)的含量在10％至25％的范围内。
铝(Al)：0.01％至8.0％
铝(Al)是有效防止碳化物的形成和控制孪晶(twins)的分数以改善成型性的元素。在本发明的实施方案中，由于碳(C)溶解而稳定了奥氏体，铝(Al)被用作防止碳化物的形成并且因此改善非磁特性的关键元素。为此，铝(Al)的含量设定为0.01％或更大。然而，如果铝(Al)的含量大于8.0％，则会增加钢板的制造成本，并且可过度地形成氧化物，从而劣化了钢板的质量。因此，可优选的是，铝(Al)的含量在0.01％至8.0％的范围内。
硅(Si)：0.01％至2.0％
硅(Si)是对叠差能(stacking fault energy)没有显著影响的元素。硅(Si)通常用作脱氧剂，并且在通常的炼钢方法中，钢中包含约0.01％的硅(Si)。由于除去硅(Si)引起过高的成本，因此钢板中的硅(Si)含量可为约0.01％。此外，如果硅(Si)的含量超过2.0％，则制造成本增加，并且产生过量的氧化物，从而劣化了钢板的表面品质。因此，可优选的是，钢板中的硅含量在0.01％至2.0％的范围内。
钛(Ti)：0.05％至0.2％
钛(Ti)是与钢板中的氮反应而沉淀出氮化物以及促进孪晶形成的元素。在钢板中加入钛(Ti)以改善钢板的强度和成型性。此外，钛(Ti)通过形成沉淀物而改善了钢板的强度。为此，可优选的是，钛(Ti)的含量为0.05％或更大。然而，如果钛(Ti)的含量大于0.2％，则可在冷轧过程中过度地形成沉淀物而在钢板中产生裂纹，从而劣化了钢板的成形性和焊接性。因此，可优选的是，钛(Ti)的含量在0.05％至0.2％的范围内。
硼(B)：0.0005至0.005％
低含量的硼(B)增强了板坯的晶界，并且因此可优选的是，硼(B)的含量为0.0005％或更大。然而，如果硼(B)的含量过多，则可增加制造成本，并且因此可优选的是，硼(B)的含量在0.0005％至0.05％的范围内。
硫(S)：0.05％或更少(不包括0％)
可将硫(S)的含量调节为0.05％或更少以控制夹杂物的量。如果钢板中硫(S)的含量大于0.05％，则钢板可表现出脆性，并且因此可优选的是，硫(S)含量的上限设定为0.05％。
磷(P)：0.8％或更少(不包括0％)
磷(P)易发生偏析，以及在铸造过程中导致裂纹。因此可优选的是，磷(P)的含量设定为0.8％或更少。如果钢板中磷(P)的含量大于0.8％，则钢板的铸造性可能会劣化，并且因此可优选的是，磷(P)含量的上限为0.08％。
氮(N)：0.003％至0.01％
因为在炼钢过程中与空气反应，因此钢板中不可避免地包括氮。氮(N)的含量被降至低于0.003％，可产生过高的制造成本，并且如果氮(N)的含量超过0.01％，则可形成氮化物，从而劣化了钢板的成型性。因此，可优选的是，氮(N)的含量在0.003％至0.01％的范围内。
钢板可包括铁(Fe)和不可避免的杂质作为剩余的成分。
在本发明的实施方案中，可优选的是，钢板的微观结构具有1体积％或更少的碳化物。在本发明的实施方案中，碳(C)可以原子状态溶解在钢板中，以稳定奥氏体。也就是说，如果碳(C)以碳化物的形式存在于钢板中，则可降低钢板的奥氏体稳定性，并且可增加钢板的磁导率，从而劣化了钢板的非磁特性。因此，可优选的是，钢板具有低含量的碳化物，例如，1体积％或更少。具体而言，可优选的是，甚至在热处理之后，钢板中碳化物的含量为1体积％或更少。热处理包括在钢板制造过程中的热处理和在钢板使用过程中的热处理。
在本发明的实施方案中，钢板在其微观结构中具有奥氏体，并且，尽管在钢板中施加能量如热能，但是钢板可以保持其奥氏体组分，因而保持非磁特性。也就是说，在本发明的实施方案中，钢板可以根据热处理条件而具有奥氏体和低含量的碳化物(1体积％或更少)。
在本发明的实施方案中，当钢板中铝(Al)的含量在1.3％至8.0％的范围内时，可优选的是，钢板的叠差能(SFE)为30mJ/cm2或更大。术语“叠差能”是指在局部位错(partialdislocation)之间界面处的能量。在本发明的实施方案中，钢板的叠差能通过调节铝(Al)的含量来控制，并且由此改善奥氏体的相稳定性。
如果钢板的叠差能合适，则可在钢板中协同地形成位错和孪晶，并且因此钢板的相稳定性可得到改善。然而，如果叠差能过低，则会形成不动位错(immobiledislocation)，从而降低了钢板的相稳定性，并且如果钢板的叠差能过高，则钢板的变形仅为位错形式，从而导致了钢板的强度。因此，在本发明的实施方案中，提出了钢板叠差能的最优范围，因而提供了具有合适的强度和相稳定性的钢板。
如果钢板的叠差能低于30mJ/cm2，则可产生孪晶，并且因此可增强钢板的强度。然而，在这种情况下，在钢板中形成ε-马氏体。尽管ε-马氏体具有六方堆积结构(hexagonalclosed packed structure)和非磁特性，但是ε-马氏体可容易地转化成α-马氏体。因此，为使钢板维持非磁特性以及通过形成孪晶而具有高强度，可优选的是，钢板的叠差能为30mJ/cm2或更大。
钢板的叠差能可通过多种方法测定，所述方法例如X射线测定方法、透射电子显微镜方法以及热力学计算方法。例如，使用热力学数据的热力学计算方法可用于测量钢板的叠差能，该方法简单并且有效地反应组分的影响。
在本发明的实施方案中，钢板可具有800MPa或更大的拉伸强度和15％或更大的伸长率。也就是说，钢板可具有高强度和成型性。
在下文中，将详细描述根据本发明实施方案的钢板的制造方法。
将具有上述组成的钢坯再加热至1100℃至1250℃。如果再加热温度过低，则可能会在热轧过程中对钢坯施加过大的负荷。因此，可优选的是，再加热温度为1100℃或更高。如果再加热温度高，则热轧可以容易地进行。然而，由于具有高含量锰(Mn)的钢通常经受过多的内部氧化和表面品质劣化，可优选的是，钢坯再加热温度的上限为1250℃。
再加热过程后，将钢坯进行热轧，并且然后在800℃至1000℃的温度范围内进行精轧(finish-roll)，以形成热轧钢板。如果精轧(热精轧)是在高温下进行，则钢坯由于低耐变形性可容易地进行精轧，但钢板的表面品质可能劣化。因此，可优选的是，在1000℃或更低的温度下进行精轧。另一方面，如果精轧是在过低的温度下进行，则可能对钢坯施加过大的负荷。因此，可优选的是，在800℃或更高的温度下进行精轧。
热轧过程后，盘卷钢板。钢板可在400℃至700℃的温度范围内盘卷。通常，盘卷过程后，钢板可以在低的冷却速率下冷却。可使用大量的冷却水以在较低温度下启动盘卷过程，并且在该情况下，在冷却过程中可能对钢板施加过大的负荷。因此，盘卷的起始温度可设定为400℃或更高。如果钢板的盘卷温度过高，则在钢板上形成的氧化膜可与钢板的基体发生反应，因而钢板在后续的酸洗过程中可能不容易被处理。因此，可优选的是，盘卷温度为700℃或更低。
在热轧过程和盘卷过程之间，钢板可进行水冷。
上文所述经热轧的钢板进行冷轧，以形成冷轧钢板。一般而言，在冷轧过程中钢板的压下率(reduction ratio)可由最终产品的厚度来确定。在本发明的实施方案中，由于在冷轧过程后的热处理过程中在钢板中发生再结晶，所以可适当地控制诱导再结晶的力。详细地，如果在冷轧过程中钢板的压下率过低，则钢板的强度可能降低，并且因此压下率可设定为30％或更高。另一方面，如果压下率过高，则钢板的强度可能会增加，但可能会对轧钢机施加重负荷。因此，可优选的是，压下率为60％或更低。
在冷轧过程后，进行连续退火过程。可优选的是，连续退火过程在650℃至900℃的温度范围内进行。尽管连续退火过程优选在650℃或更高的温度下进行以允许充分的再结晶，但是如果连续退火过程的加工温度过高，则可在钢板上形成氧化物。此外，钢板可能无法顺利地与上一张/下一张钢板加工。因此，优选的是，连续退火过程在900℃或更低的温度下进行。
本发明实施方式
下文中，详细说明描述本发明的实施例。下列实施例仅用于说明的目的，而非旨在限制本发明的范围和实质。
(实施方案1)
将具有下列组成的钢坯再加热至1200℃，并且在900℃对钢坯进行热精轧，以形成钢板。此后，在500℃盘卷钢板，然后以50％的压下率进行冷轧。在800℃对冷轧钢板进行连续退火。
表1
编号 C Mn Si P S Al Ti B N
1 0.61 17.96 0.01 0.09 0.004 0.01 0.066 0.002 0.0097
2 0.61 18.30 0.01 0.09 0.003 1.50 0.086 0.002 0.0087
3 0.61 18.50 0.01 0.09 0.003 2.69 0.083 0.003 0.0065
4 0.61 14.54 0.01 0.10 0.005 0.01 0.077 0.002 0.0098
5 0.61 15.10 0.01 0.09 0.006 1.51 0.085 0.002 0.0081
6 0.61 15.54 0.01 0.09 0.005 1.97 0.085 0.002 0.0069
7 0.61 11.58 0.01 0.10 0.005 0.01 0.068 0.002 0.0095
8 0.61 11.63 0.01 0.10 0.006 1.46 0.087 0.002 0.0039
9 0.61 12.41 0.01 0.10 0.004 1.95 0.092 0.002 0.0069
如表2所示，测定每种钢板的屈服强度、拉伸强度和伸长率，以检验钢板的物理性能。
表2
编号 屈服强度(MPa) 拉伸强度(MPa) 伸长率(％)
1 484.1 1105.6 60.4
2 498.3 960.1 59.3
3 498.8 848.9 49.7
4 509.3 1124.1 51.3
5 479.5 976 57.6
6 488.2 938.9 58.4
7 485.6 837.8 16.1
8 491.9 899.5 30.3
9 477.6 914.6 40.7
此外，钢板通过根据热处理条件测定夹杂物的分数、碳化物的分数以及在25kA/M的磁场下测定相对磁导率而进行检验。热处理条件通过模拟在钢板加工过程中或钢板使用过程中可进行的热处理来确定。
术语“相对磁导率”是指特定介质的磁导率与真空的磁导率的比值。在实施例中，每种钢板的磁导率与真空或空气的磁导率的比值测定为相对磁导率(μr)。通过以下方法进行测定：采用振动样品磁强计(VSM)借助于霍尔探针(Hall probe)记录振动样品时施加至样品的磁场和由法拉第定律(Faraday's la)产生的电动势，以使用记录值测定样品的磁化。VSM是这样一种设备：根据上述操作原则进行操作以测定通过振动样品产生电动势时样品的磁化，采用探测线圈检测电动势，以及使用该电动势计算样品的磁化。VSM能够作为磁场、温度和时间的函数在最高达2特斯拉(T)的磁通量范围内和2K至1273K的温度范围内简单且快速地测量磁特性。此外，各种类型的样品如粉末、薄膜、单晶和液体可采用VSM进行检验，因而VCM被广泛用于测定材料的磁特性。
表3
*CS:对比样品,**IS:本发明样品
参照表3，如果在400℃对具有1体积％或更少分数的碳化物的钢板进行1小时的热处理，则钢板的磁导率为1.05或更低。也就是说，钢板具有良好的非磁特性。此外，即使在600℃对具有1体积％或更少分数的碳化物的钢板进行5小时的更苛刻的热处理，钢板的磁导率小于1.10。
本发明样品1-7和对比样品1-3的微观结构分别示于图1A和图1B。如图1A和图1B所示，本发明样品1-7具有低的碳化物分数，并且不满足本发明要求的对比样品1-3具有大于1体积％的碳化物分数和不良的非磁特性。
因此，可以理解的是，1体积％或更少的碳化物分数导致良好的非磁特性。
(实施方案2)
将具有下列组成(重量％)的钢坯再加热至1200℃，并且在900℃对钢坯进行热精轧，以形成钢板。此后，在500℃盘卷钢板，然后以50％的压下率进行冷轧。在800℃对冷轧钢板进行连续退火。
表4
如表2所示，测定每种冷轧钢板的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和伸长率。此外，如表5所示，测定每种钢板的叠差能(SFE)和相对磁导率。相对磁导率在与实施例1相同的条件下进行测定，不同之处在于施用50kA/m的磁场。
表5
*CS:对比样品,**IS:本发明样品
如表5所示，本发明的发明样品具有30mJ/m2或更大的叠差能(SFE)和低程度的相对磁导率。也就是说，本发明样品具有良好的非磁特性和高度的相稳定性。
然而，各个对比实施例的叠差能和相对磁导率之一未能令人满意。
图2为分别示出本发明样品2-1和对比样品2-1的XRD曲线A和B的图。图2的曲线A和B示出了样品的相稳定性和样品的叠差能效果。图3A和3B分别示出了本发明样品1-1和对比样品1-1的微观结构。参照图2、图3A和图3B，可以理解的是，本发明的发明样品在其整个区域内均匀地形成了孪晶，因而具有高相稳定性。然而，由于对比样品具有低叠差能，所以变形后形成的孪晶增加，在一些晶体表面上不存在孪晶。

Claims (6)

1.一种具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板，该钢板包含C:0.4重量％至0.9重量％，Mn:10重量％至25重量％，Al:0.01重量％至8.0重量％，Si:0.01重量％至2.0重量％，Ti:0.05重量％至0.2重量％，Si:0.01重量％至2.0重量％，B:0.0005重量％至0.005重量％，S:0.05重量％或更少但不包括0％，P:0.8重量％或更少但不包括0％，N:0.003重量％至0.01重量％，并且余量为Fe和不可避免的杂质，其中钢板具有包含1体积％或更少的碳化物的微观结构。
2.权利要求1的钢板，其中钢板在25kA/m的磁场中具有1.10或更小的相对磁导率。
3.权利要求1的钢板，其中如果钢板中的Al含量在1.3％至8.0％范围内，则钢板具有30mJ/cm2或更大的叠差能。
4.权利要求3的钢板，其中钢板在50kA/m的磁场中具有1.05或更小的相对磁导率。
5.权利要求1的钢板，其中钢板具有800MPa或更大的拉伸强度和15％或更大的伸长率。
6.一种制造具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板的方法，该方法包括：
将钢坯再加热至1100℃至1250℃范围内的温度，该钢坯包含C:0.4重量％至0.9重量％，Mn:10重量％至25重量％，Al:0.01重量％至8.0重量％，Si:0.01重量％至2.0重量％，Ti:0.05重量％至0.2重量％，Si:0.01重量％至2.0重量％，B:0.0005重量％至0.005重量％，S:0.05重量％或更少但不包括0％，P:0.8重量％或更少但不包括0％，N:0.003重量％至0.01重量％，并且余量为Fe和不可避免的杂质；
通过热轧再加热的钢坯而进行热轧过程，以及在800℃至950℃温度范围内的温度下精轧钢坯，以形成热轧钢板；
在400℃至700℃温度范围内的温度下盘卷热轧钢板；
以30％至60％的压下率冷轧钢板；以及
在650℃至900℃温度范围内的温度下使冷轧钢板连续退火，
其中连续退火的钢板具有包含1体积％或更少的碳化物的微观结构。
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Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6185865B2 (ja) * 2013-03-21 2017-08-23 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法
JP6154768B2 (ja) * 2013-03-21 2017-06-28 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼
KR101518599B1 (ko) * 2013-10-23 2015-05-07 주식회사 포스코 방진성이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
CN104087872B (zh) * 2014-06-24 2016-04-06 宁国市正兴耐磨材料有限公司 一种风扇磨煤机冲击板
KR101889187B1 (ko) * 2015-12-23 2018-08-16 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
KR101747034B1 (ko) 2016-04-28 2017-06-14 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
WO2017203315A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203311A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
WO2017203312A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
KR101977507B1 (ko) * 2017-12-22 2019-05-10 주식회사 포스코 자기장 차폐용 강판 및 그 제조방법
KR102255827B1 (ko) * 2018-10-25 2021-05-26 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
KR102119962B1 (ko) * 2018-10-25 2020-06-05 주식회사 포스코 용접성이 우수한 고강도 및 고연성 비자성 강재 및 이의 제조방법
EP3771746A1 (de) * 2019-08-02 2021-02-03 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahl, stahlflachprodukt, verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts und verwendung
KR102218441B1 (ko) * 2019-10-08 2021-02-19 주식회사 포스코 비자성 고강도 선재 및 이의 제조방법

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101346480A (zh) * 2005-12-26 2009-01-14 Posco公司 具有出色的可涂镀性和良好的表面性质的高锰钢带、使用该钢带的涂镀钢带及制造所述钢带的方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS558474A (en) * 1978-07-04 1980-01-22 Kobe Steel Ltd Non-magnetic high manganese steel excellent in weldability and machinability
JPH02104633A (ja) * 1989-07-28 1990-04-17 Daido Steel Co Ltd 高強度非磁性高マンガン鋼
JPH0717949B2 (ja) * 1990-10-05 1995-03-01 株式会社神戸製鋼所 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法
JPH05195156A (ja) * 1991-11-15 1993-08-03 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法
JP2807566B2 (ja) * 1991-12-30 1998-10-08 ポハン アイアン アンド スチール カンパニー リミテッド 優れた成形性、強度および溶接性を有するオーステナイト高マンガン鋼、並びにその製造方法
JP3182995B2 (ja) * 1993-10-15 2001-07-03 株式会社神戸製鋼所 耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Ｍｎ非磁性鋼
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
KR100742833B1 (ko) * 2005-12-24 2007-07-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR100851158B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
KR100957992B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 산세성이 우수한 고망간강 및 그 제조방법
KR100957974B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 고망간강, 열연강판,냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
KR20090070509A (ko) * 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 고연성 및 고강도를 가지는 고망간 도금강판 및 그제조방법
KR20110009792A (ko) * 2009-07-23 2011-01-31 주식회사 포스코 고온연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 오스테나이트계 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101346480A (zh) * 2005-12-26 2009-01-14 Posco公司 具有出色的可涂镀性和良好的表面性质的高锰钢带、使用该钢带的涂镀钢带及制造所述钢带的方法

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