CN106068333B - 高强度低比重钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度低比重钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106068333B
CN106068333B CN201380081904.5A CN201380081904A CN106068333B CN 106068333 B CN106068333 B CN 106068333B CN 201380081904 A CN201380081904 A CN 201380081904A CN 106068333 B CN106068333 B CN 106068333B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
less
high intensity
gravity
rolled steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201380081904.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106068333A (zh
Inventor
金汉洙
金洛俊
许润旭
金相宪
李在祥
具真谟
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Academy Industry Foundation of POSTECH
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Academy Industry Foundation of POSTECH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd, Academy Industry Foundation of POSTECH filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN106068333A publication Critical patent/CN106068333A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106068333B publication Critical patent/CN106068333B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明公开了一种高强度低比重钢板及其制造方法。其特征为，本发明的一个方面的高强度低比重钢板为奥氏体基体上均匀的分散平均粒径为20μm以下的Fe‑Al基金属间化合物，所述Fe‑Al基金属间化合物的体积分数为1～50％，作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ‑碳化物((Fe，Mn)3AlC)的体积分数为15％以下。

Description

高强度低比重钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种相对于比重的强度非常优异而能够优选适用于汽车用钢板等的高强度低比重钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，为了积极应对环境问题，对于以减少引起温室效应的尾气排放和提高燃油效率为目的的汽车轻量化的需要逐渐增大，因此对于高强度低比重钢板的研究非常活跃。虽然钢材的高强度化对于自身的轻量化是有效的方法，但是为了满足部件所要求的钢性基准值，当板厚度的最少值限制为一定值以上时，仅通过高强度化的方法无法把板的厚度减少到其值以下，从而难以轻量化。
作为在上述情况下实现轻量化的方法，可以考虑使用比重低于钢材的铝(Aluminum)合金板，但是铝(Aluminum)合金板具有价格昂贵、加工性比钢材差以及难以与钢板进行焊接等问题，因此在汽车部件的应用方面受到限制。
铁中大量添加铝(Aluminum)的含高Al钢板，兼备高强度和低比重的物理性质，理论上具有能够实现部件自身的轻量化的特征，但是由于具有(1)轧制时发生裂纹等制造性差、(2)延展性低、以及(3)需要进行复杂的热处理等问题而难以应用于如汽车用钢板等需要同时具备高强度及成型性性的领域。
特别是，当Al含量增加时，理论上可提高轻量化的效率，但存在因DO3结构的Fe3Al或B2结构的FeAl等金属间化合物的析出等而延展性，热加工性及冷加工性大幅降低的问题，为了抑制所述金属间化合物的生成，当添加大量的奥氏体稳定化元素Mn和C时，存在因大量析出钙钛矿(Perovskite)碳化物，的L12结构的κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)而延展性、热加工性及冷加工性大幅降低的问题，因此通过通常的板材制造工序很难制造出Al含量高的钢材或者确保优异的强度及延展性水平(Level)。
关于这方面的技术，日本公开专利公报第2005-120399号中提出了一种改善包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢的延展性及轧制加工性的技术，所述高强度钢，按重量％计，包含C：0.01～5％、Si＜3％、Mn：0.01～30％、P＜0.02％、S＜0.01％、Al：10～32％、N：0.001～0.05％，并且根据需要包含选自Ti、Nb、Cr、Ni、Mo、Co、Cu、B、V、Ca、Mg、REM、Y的1种或两种以上，且包含余量Fe。另外，在下述专利文献1中，作为解决方案提出了如下技术：对Al含量超过10％的含高Al的钢，作为抑制由Fe3Al、FeAl金属间化合物的析出引起的晶界脆化的方法(1)通过优化热轧条件，最大限度地抑制热轧、冷却及收卷时的Fe3Al、FeAl等金属间化合物的析出；(2)应用S及P的超低化及细微碳氮化物的粒子细微化来抑制材料自身的脆化；以及(3)难以抑制金属间化合物的析出时，添加Cr、Ce、B来确保制造性。但是，上述技术不仅无法确认所预期的轧制加工性的提高，而且屈服强度低、延展性的提高很小，因此在汽车部件的应用方面受到限制。
另外，作为提高含高Al的钢板的延展性及轧制加工性，提高加工性来使得通过通常的薄钢板制造工序能够具有优异的强度-延展性特性的技术，例如日本公开专利公报第2006-176843号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高强度钢，按重量％计，包含C：0.8～1.2％、Si＜3％、Mn：10～30％、P＜0.02％、S＜0.02％、Al：8～12％、N：0.001～0.05％，并且根据需要可包含选自Ti、Nb、Cr、Ni、Mo、Cu、B、V、Ca、Mg、Zr、REM中的1种或2种以上，且包含余量Fe，但是，按重量％计，Al含量为8.0～12.0％而较高时，作为提高延展性的方法提出了如下的解决方案，即，(1)添加0.8～1.2％的C和10～30％的Mn，从而使基体组织为奥氏体(Austenite)(面积率>90％)；(2)通过优化制造条件，最大限度地抑制铁素体(Ferrite)和κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)相的析出(按面积率，铁素体为5％以下、κ-碳化物为1％以下)。但是，上述技术屈服强度低，因此，在要求具备耐冲击性的汽车部件等的应用方面受到限制。
作为提高含高Al的钢板的延展性及轧制加工性，提高加工性来使得通过通常的薄钢板制造工序能够具有优异的强度-延展性水平(level)的技术，例如日本公开专利公报第2006-118000号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高强度钢，按重量％计，包含C：0.1～1.0％、S＜3％、Mn：10～50％、P＜0.01％、S＜0.01％、Al：5～15％、N：0.001～0.05％，并且根据需要包含选自Ti、Nb、Cr、Ni、Mo、Co、Cu、B、V、Ca、Mg、REM、Y中的1种或2种以上、且包含余量Fe，作为改善强度-延展性平衡的方法，提出通过抑制金属组织的相分数来使铁素体和奥氏体复合组织化的解决方案。
作为提高含高Al的钢板的延展性及轧制加工性，提高加工性来使得通过通常的薄钢板制造工序能够具有优异的强度-延展性水平(level)的技术，日本注册专利公报第4235077号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高强度钢，按重量％计，包含C：0.01～5.0％、Si＜3％、Mn：0.21～30％、P＜0.1％、S＜0.005、Al：3.0～10％、N：0.001～0.05％，并且根据需要包含选自Ti、Nb、Cr、Ni、Mo、Co、Cu、B、V、Ca、Mg、REM、Y、Ta、Zr、Hf、W中的1种或2种以上，且包含余量Fe，但是，该技术是以通过抑制晶界脆化来提高韧性为基础的技术，为此，作为解决方案提出了：(1)S、P的超低化，另外，(2)通过添加适当量的C来确保制造性，(3)通过限制重量元素，获得高强度(440MPa以上)低比重钢板。
作为含高Al的低比重高强度钢板的可靠的制造方法相关的技术，例如，日本公开专利公报第2006-509912号中提出了一种包含铝(Aluminum)的低比重高强度钢及其制造技术，所述高强度钢，按量％计，包含C：1％以下、Mn：7.0～30.0％、Al：1.0～10.0％、Si：超过2.5％且8％以下、Al+Si：超过3.5％且12％以下、B＜0.01％、Ni＜8％、Cu＜3％、N＜0.6％、Nb＜0.3％、Ti＜0.3％、V＜0.3％、P＜0.01％，包含不可避免的杂质及余量Fe，但是，该技术是在完成通常的钢带和钢板的制造工序后，实施常温成型来调节所完成的钢生成物的屈服强度的技术，其对象为利用孪晶诱导塑性(TWIP)的钢。
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明一个方面的目的在于提供一种延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性优异的高强度低比重钢板及其制造方法。
(二)技术方案
为了实现上述目的，本发明的一个方面提供一种高强度低比重钢板，在奥氏体基体中，按体积％计，包含1～50％的Fe-Al基金属间化合物及15％以下的作为钙钛矿L12结构的κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)。
另外，本发明的另一个方面提供一种高强度低比重钢板的制造方法，包括：在1050～1250℃下对钢坯(slab)进行再加热的步骤，所述钢坯，按重量％计，包含C：0.01～2.0％、Si：9.0％以下、Mn：5.0～40.0％、P：0.04％以下、S：0.04％以下、Al：4.0～20.0％、Ni：0.3～20.0％、N：0.001～0.05％、余量Fe及不可避免的杂质；将再加热的所述钢坯以60％以上的总压下率在900℃以上的温度下进行热精轧来获得热轧钢板的步骤；以及将所述热轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下后收卷的步骤。
另外，上述的技术方案并不是列举了本发明的所有特征。本发明的各种特征和基于所述特征的优点和效果，可通过参照下述的具体实施方式能够更加详细地理解。
(三)有益效果
根据本发明的钢板比重为7.47g/cc以下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以总延伸率(TE)为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率为(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation，均匀延伸率)的值为8MPa/％以上，因此可优选适用于汽车钢板等。
附图说明
图1是对本发明的一例的铸片的再加热后的微观组织进行观察并示出的照片。
图2是对本发明的一例的热钢板的微观组织进行观察并示出的照片。
图3是对本发明的一例的热轧钢板的退火后的微观组织进行观察并示出的照片。
图4是对本发明的一例的冷轧钢板的微观组织进行观察并示出的照片。
图5是对本发明的一例的冷轧钢板的退火(1分钟)后微观组织进行观察并示出的照片。
图6是对本发明的一例的冷轧钢板的退火(15分钟)后的微观组织进行观察并示出的照片。
图7示出本发明的一例的冷轧钢板退火15分钟后的试片的X射线衍射分析结果。
最佳实施方式
本发明人从合金组成和制造方法两个方面对提高兼备高强度和低比重的物理性质的含高Al钢板的延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性的方法，反复进行研究，结果发现，包含4重量％以上的Al的含高Al的钢板的延展性、热加工性及冷加工性劣化的原因是在制造工序中(1)没能充分地抑制作为钙钛矿(perovskite)碳化物的κ-碳化物的析出，或者(2)FeAl或Fe3Al金属间化合物的形状、大小及分布在没有适当地控制的情况下析出。
另外，本发明人发现，对于合金组成，添加适当含量的Ni，适当地控制奥氏体稳定化元素C及Mn的含量，对于制造方法，适当地控制轧制及热处理条件的情况下，(1)κ-碳化物的析出被抑制，(2)促进Fe-Al基金属间化合物的高温析出，从而奥氏体基体内形成1～50％的Fe-Al基金属间化合物，可以分散平均大小为20μm以下的细微的FeAl或Fe3Al金属间化合物，由此能够制造具有优异的延展性、屈服强度、加工淬透性及轧制加工性的高强度低比重钢板。
更加具体地，对于含高Al的钢板，如果大量添加如C及Mn等奥氏体稳定化元素，则在高温下奥氏体和作为具有BCC结构的无序的固溶体的铁素体共存，在冷却过程中，所述奥氏体分解为铁素体和κ-碳化物，所述铁素体依次相变为B2结构的FeAl(以下，称为‘B2相’)及DO3结构的Fe3Al(以下，称为‘DO3相’)金属间化合物。此时，当强度高的金属间化合物的核生成及生长没能适当地控制时，大小变粗大，分布不均匀，从而降低加工性及强度-延展性平衡。在所述钢材中添加Ni时，B2相的生成焓增加，从而提高B2相的高温稳定性。特别是，当Ni添加适当含量以上时，在高温下，B2相代替铁素体与奥氏体共存，对其进行热轧后或热轧/冷轧及退火热处理后，如果以适当的速度以上的冷却速度进行冷却，则可抑制κ-碳化物的过度生成，从而在常温下能够形成主要由奥氏体相和B2相构成的微观组织，由此，能够制造具有突出的延展性、优异的轧制加工性、高的屈服强度和突出的加工淬透性的高强度低比重钢板。
进一步地，如上所述热轧后在冷却过程中控制生成的κ-碳化物在冷轧过程中会诱发奥氏体基体内位错的平面滑移(Planar Glide)，生成高密度的细微剪切带(ShearBand)，这样生成的剪切带，对冷轧板材进行退火热处理时，用作B2相的不均质核生成点，有助于奥氏体基体内B2相的细微化和均质分散，由此能够制造延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性更加优异的超高强度低比重钢板。
以下，对本发明的高强度低比重钢板进行详细说明。
本发明的高强度低比重钢板的特征在于，将奥氏体作为基体组织，按体积％计，包含1～50％的Fe-Al基金属间化合物和15％以下的作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)。由于确保上述的微观组织，因此能够提供延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性非常优异的超高强度低比重钢板。
所述Fe-Al基金属间化合物的体积分数小于1体积％时，可能无法获得充分的强化效果，相反，当体积分数超过50体积％时，因脆化而可能无法获得充分的延展性。因此，根据本发明的一个具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物的体积分数优选为1～50体积％，更优选为5～45体积％。
根据本发明的一具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物可以具有平均粒径为20μm以下的粒子形态。粗大的Fe-Al基金属间化合物的生成可能会导致轧制加工性及机械物理性质的劣化，因此所述粒子形态的Fe-Al基金属间化合物的平均粒径优选为20μm以下，更优选为2μm以下。
另外，根据本发明的另一具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物可以具有粒子形态或与钢板的轧制方向平行的带(band)状，此时，所述带状的Fe-Al基金属间化合物的体积分数优选为40％以下，更优选为25％以下。另外，平行于所述轧制方向的带的平均厚度可以为40μm以下，平均长度可以为500μm以下，平均宽度可以为200μm。
根据本发明的一具体实施例，所述Fe-Al基金属间化合物可以是B2相或者DO3相。
L12结构的κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)具有使钢板的延展性、热加工性及冷加工性劣化的问题，因此优选抑制κ-碳化物的形成，根据本发明的一具体实施例，所述κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的体积分数优选控制为15％以下，更优选控制为7％以下。
另外，钢板的微观组织中铁素体组织相比作为基体的奥氏体软质，从而没有强化效果，因此优选抑制铁素体组织的形成，根据本发明的一具体实施例，所述铁素体组织的体积分数优选控制为15％以下，更优选控制为5％以下。
据本发明的一具体实施例，具有上述微观组织的钢板的比重为7.47g/cc以下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation，均匀延伸率)的值为8MPa/％以上，因此可以优选适用于汽车用钢板等。
以下、对为了确保所述高强度低比重钢板的优选合金组成进行详细的说明。
碳(C)：0.01～2.0重量％
C稳定作为基体组织的奥氏体，抑制κ-碳化物的析出，从而C是对于提高钢板的相对于比重的强度起到重要作用的必要元素。本发明中为了得到这种效果，所述碳含量优选包含0.01重量％以上。但是，当所述碳含量超过2.0重量％时，加剧κ-碳化物的高温析出，从而使钢板的热加工性及冷加工性显著劣化，因此，本发明中所述碳含量优选控制为0.01～2.0重量％。
硅(Si)：9.0重量％以下
Si通过固溶强化提高钢板的强度，而且比重低，因此是有效提高钢板的非强度的元素，但过度添加不仅会降低热加工性，而且在进行热轧时钢板表面形成红色氧化皮，从而降低钢板的表面品质，而且使化学转化处理性显著劣化，因此在本发明中所述硅含量优选控制为9.0重量％以下。
锰(Mn)：5.0～40.0重量％
Mn不仅能够稳定作为基体组织的奥氏体，而且与钢的制造工序中不可避免地包含的S结合而形成MnS，从而具有能够抑制由固溶S引起的晶界脆化的作用。本发明中为了得到这种效果，所述锰的含量优选包含5.0重量％以上。然而，当所述锰含量超过40重量％时，形成β-Mn相或在高温下稳定δ-铁素体，但是会妨碍奥氏体的稳定性，因此，本发明中所述锰含量优选控制为5.0～40.0重量％。
另外，为了确保作为基体组织的奥氏体相的稳定性，更优选地，当所述Mn的含量为5.0％以上且低于14.0％时，所述C的含量为0.6％以上，当所述Mn的含量为14.0％以上且小于20.0％时，所述C含量为0.3％以上。
磷(P)：0.04重量％以下
P是钢中不可避免地包含的杂质，是偏析在晶界而成为降低钢的韧性的主要原因的元素，优选控制为尽可能低。理论上，最好将所述磷的含量控制为0％，但考虑到当前的冶炼技术和费用，其不可避免地包含在钢中。因此，重要的是控制上限，在本发明中所述磷含量的上限控制为0.04重量％。
硫(S)：0.04重量％以下
S是钢中不可避免地包含的杂质，是成为使钢的热加工性及韧性劣化的主要原因的元素，优选控制为尽可能低。理论上，最好将所述硫含量控制为0％，但考虑到当前的冶炼技术和费用，其不可避免地包含在钢中。因此，重要的是控制上限，在本发明中所述硫含量的上限控制为0.04重量％。
铝(Al)：4.0～20.0重量％
Al是用于实现钢板的低比重化的必要元素，并且形成B2相及DO3相，对提高钢板的延展性、屈服强度、加工淬透性、热加工性及冷加工性起重要作用的元素。本发明中为了得到这种效果，所述铝的含量优选为4.0重量％以上。然而，当所述铝的含量超过20.0重量％时，κ-碳化物析出过多，使钢板的延展性、热加工性及冷加工性急剧降低，因此在本发明中所述铝的含量优选控制为4.0～20.0重量％。
镍(Ni)：0.3～20.0重量％
Ni是抑制κ-碳化物的过度析出，在高温下稳定B2相，从而是形成本发明中所要获得的微观组织即奥氏体作为基体组织，Fe-Al基金属间化合物均匀分散的微观组织所必须包含的元素。当所述镍含量低于0.3重量％时，在高温下稳定B2相的效果非常小，从而无法得到预期的微观组织，相反，当所述镍含量超过20.0重量％时，会过度增加B2相的相分数，从而显著降低加工性。因此，在本发明中所述镍含量优选控制为0.3～20.0重量％，更优选控制为0.5～18重量％，再更优选控制为1.0～15重量％。
氮(N)：0.001～0.05重量％
N在钢中形成氮化物来抑制晶粒的粗大化。在本发明中为了得到这种效果，氮含量优选为0.001重量％以上。然而，当所述氮含量超过0.05重量％时，会降低钢的韧性，因此，在本发明中所述氮含量优选控制为0.001～0.05重量％。
包含余量Fe及不可避免的杂质。另外，并不排除添加除上述组成之外的有效成分，根据所预期的强度-延展性平衡及其他的必要特性，可以添加如下成分。
Cr：0.01～7.0重量％
Cr不仅提高钢的强度-延展性平衡，而且还可以抑制κ-碳化物的过度析出。在本发明中为了得到这种效果，所述铬含量优选为0.01重量％以上。然而，当所述铬含量超过7.0重量％时，刚的延展性及韧性劣化，在高温下加剧碳化铁((Fe，Mn)3C)等碳化物的析出，从而显著降低钢的热加工性及冷加工性。因此在本发明中所述铬含量优选控制为0.01～7.0重量％。
Co、Cu、Ru、Rh、Pd、Ir、Pt及Au：0.01～15.0重量％
这些元素的作用与Ni相似，具有钢中与Al化学结合，在高温下稳定B2相的作用。在本发明中为了得到这种效果，这些元素的含量优选为0.01重量％以上。然而，当这些元素的含量超过15.0重量％时，过度形成析出相，因此，在本发明中这些元素的含量优选控制为0.01～15.0重量％。
Li：0.001～3.0重量％
钢中Li与Al结合，从而在高温下稳定B2相。本发明中为了得到这种效果，所述Li的含量优选为0.001重量％以上。另外，所述Li与碳的化学亲和力高，当过度添加时形成过度的碳化物，从而钢的物理性质劣化，因此在本发明中所述Li的含量的上限优选限制为3.0重量％。
Sc、Ti、Sr、Y、Zr、Mo、Lu、Ta及硼系元素类REM：0.005～3.0重量％
这些元素在钢中与Al结合，从而在高温下起到稳定B2相的作用。本发明中为了得到这种效果，这些元素的含量优选为0.005重量％以上。然而，这些元素与碳的化学亲和力高，从而过渡添加时形成过度的碳化物而使钢的物理性质劣化，因此，在本发明中这些元素的含量的上限优选限制为3.0重量％。
V及Nb：0.005～1.0重量％
V及Nb是碳氮化物形成元素，如同本发明的低碳-高锰钢中，起到提高钢的强度及成型性，通过晶粒细微化来提高钢的韧性的作用。本发明中为了得到这种效果，这些元素的含量优选为0.001重量％以上。然而，当这些元素的含量超过1.0重量％时，因过度析出碳化物而制造性及钢的物理性质劣化，因此，在本发明中这些元素的含量的上限优选限制为1.0重量％。
W：0.01～5.0重量％
W具有提高钢的强度及韧性的作用。本发明中为了得到这种效果，所述钨的含量优选为0.01重量％以上。然而，所述钨的含量超过5.0重量％时，过度生成硬质相或析出物，从而使制造性及钢的物理性质劣化，因此，在本发明中W的含量的上限优选限制为5.0重量％。
Ca：0.001～0.02重量％、Mg：0.0002～0.4重量％
Ca及Mg具有生成硫化物和/或氧化物，从而提高钢的韧性的作用。本发明中为了得到这种效果，Ca的含量优选为0.001重量％以上，Mg的含量优选为0.0002重量％以上。然而，当含量过高时会增大夹杂物的个体密度或大小，从而显著降低钢的韧性及加工性，因此，Ca的含量上限优选限制为0.02重量％，Mg的含量的上限优选限制为0.4重量％。
B：0.0001～0.1重量％
B是有效强化晶界的元素，本发明中为了得到这种效果，B的含量优选为0.0001重量％以上。然而，当B的含量超过0.1重量％时，大幅降低钢的加工性，因此B的含量的上限优选限制为0.1重量％。
以上说明的本发明的高强度低比重钢板可以通过多种方式制造，对于其制造方法并不特别限定。例如，所述高强度低比重钢板可以通过以下四种方法来制造。
(1)板坯再加热-热轧-冷却及收卷
首先，将满足所述组成的钢坯再加热至1050～1250℃。当板坯的再加热温度低于1050℃时，因碳氮化物没有充分的固溶，从而不能确保预期的强度和延展性，热轧板韧性不足，可能会引起热破坏。另外，再加热温度的上限对高碳基成分尤其重要，从而将再加热温度的上限限制为1250℃，以确保热加工性。
之后，对再加热的所述钢坯进行热轧来得到热轧钢板。此时，为了促进B2带的微观组织的均质化及细微化，热轧时总压下率优选限制为60％以上，为了控制脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的过度析出，热精轧温度优选限制为900℃以上。
之后，将所述热轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度后进行收卷。将所述热轧钢板进行冷却时，当冷却速度低于5℃/秒时，在冷却过程中会过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而钢板的延展性劣化。另外，所述冷却速度越快，对抑制κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的析出越有利，因此本发明中对冷却速度的上限不进行特别地限制。
将所述热轧钢板进行收卷时，收卷开始温度超过600℃时，冷却后过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，在低于600℃的温度下，不发生析出κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的问题，因此，本发明中对所述收卷开始温度下限不进行特别地限制。
图1是将对本发明的一发明例的铸片再加热后的微观组织进行观察并示出的照片。参照图1，可以确认本发明的钢板中Ni含量适当，因此在高温下B2相可以代替铁素体与奥氏体共存。
图2是对本发明的一发明例的钢板热轧后的微观组织进行观察并示出照片。B2相在轧制方向上平行延伸，形成宽度约为10μm的带(Band)状，由奥氏体相形成的基体(Matrix)，部分显示为再结晶的变形组织。参照图2，可以知道本发明的钢板进行热轧时，因热精轧温度被适当的控制，从而抑制了脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的过度析出。
(2)板坯再加热-热轧-冷却及收卷-退火-冷却
根据本发明的一个具体实施例，如上所述，再加热、热轧、冷却及收卷后，为了进一步提高所述热轧钢板的延展性，可以将如上所述收卷的热轧钢板在800～1250℃下进行1～60分钟的退火。
这是为了降低所述热轧及冷却时所发生的剩余应力，为了更加精密地控制奥氏体基体内B2相的体积分数、形状及分布，由于退火温度决定奥氏体和B2相的相对相分数，因此可以根据预期的物理性质调整钢板的强度-延展性平衡。但是，为了防止退火中过度析出κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，所述退火温度优选为800℃以上，为了防止晶粒粗大化，所述退火温度优选为1250℃以下。
上述退火时，当退火时间小于1分钟时，B2带不能充分改进为粒子形态，相反，当退火时间超过60分钟时，降低生产性，并且晶粒可能会粗大化，因此所述退火时间优选为1～60分钟，更优选为5～30分钟。
之后，将退火的所述热轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度后进行收卷。将退火的所述热轧钢板进行冷却时，当冷却速度低于5℃/秒时，在冷却过程中过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，具有钢板的延展性的问题。另外，所述冷却速度越快，对抑制κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上限不进行特别地限制。
将退火的所述热轧钢板进行收卷时，当收卷开始温度超过600℃时，冷却后过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，当收券开始温度低于600℃时，不发生κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)析出的问题，因此，本发明中所述收卷开始温度的下限不进行特别地限制。
图3是示出本发明的一个例子的退火后的热轧钢板的微观组织照片。显示由奥氏体相形成的基体(Matrix)再结晶而粒子大小(Grain Size)为20～50μm的分布，虽然B2相部分保持平行于轧制方向的带状，但是大部分B2带被分解而显示5～10μm大小的粒子形态(Granular)。
(3)板坯再加热-热轧-冷却及收卷-1次退火及冷却-2次退火-冷却
根据本发明的另一个具体实施例，如上所述再加热、热轧、冷却及收卷、1次退火及冷却后，可以在800～1100℃下进行30秒～60分钟的2次退火。
这是为了奥氏体基体内B2相的细微化及均质分散。本发明中为了得到这种效果，2次退火温度优选为800℃以上。然而，当2次退火温度超过1100℃时，有可能晶粒粗大化以及B2相的相分数降低，因此所述2次退火温度优选为800～1100℃，更优选为800～1000℃。
另外，当2次退火时间少于30秒时，具有B2相的析出不充分的问题，相反，当2次退火时间超过60分钟时，有可能晶粒粗大化。因此，所述2次退火时间优选为30秒～60分钟，更优选为1～30分钟。
之后，将2次退火的所述热轧钢板，以5℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度。将2次退火的所述2热轧钢板进行冷却时，当冷却速度低于5℃/秒时，冷却过程中过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，所述冷却速度越快，对抑制κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上限不进行特别地限制。
将2次退火的所述热轧钢板进行冷却时，当冷却结束温度温度超过600℃时，冷却后过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，当冷却结束温度低于600℃时，不发生κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)析出的问题，因此，本发明中所述冷却结束温度的下限不进行特别地限制。
(4)板坯再加热-热轧-冷却及收卷-冷轧-退火-冷却
根据本发明的另一具体实施例，如上所述再加热、热轧、冷却及收卷后，将如上所述收卷的热轧钢板在-20℃以上的温度下、以30％以上的总压下率进行冷轧来制造冷轧钢板。这是为了充分生成细微剪切带(Shear Band)，本发明中为了得到这种效果，总压下率优选为30％以上。
之后，将所述冷轧钢板在800～1100℃的温度下进行30秒～60分钟的退火。通过所述冷轧来生成的剪切带(Shear Band)，退火时用作B2相不均质核生成点，有助于奥氏体基体内B2相的细微化及均匀分散。本发明中为了得到这种效果，退火温度优选为800℃以上。然而，当退火温度超过1100℃时，可能晶粒粗大化以及B2相的相分数降低。因此所述退火温度优选为800～1100℃，更优选为800～1000℃。
另外，退火时间少于30秒时，B2相的析出不充分，相反，退火时间超过60分钟时，可能晶粒粗大化。因此，所述退火时间优选为30秒～60分，更优选为1～30分钟。
之后，将退火的所述冷轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度后进行收卷。将退火的所述热轧钢板进行冷却时，当冷却速度低于5℃/秒时，冷却过程中过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，所述冷却速度越快，对抑制κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上限不进行特别地限制。
将退火的所述冷轧钢板进行冷却时，当冷却结束温度超过600℃时，冷却后过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，在低于600℃温度下不发生κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)析出问题，本发明中所述冷却结束温度的下限不进行特别地限制。
(5)板坯再加热-热轧-冷却及收卷-退火-冷轧-退火-冷却
根据本发明的另一具体实施例，再加热、热轧、冷却及收卷、退火及冷轧后，可以将所述冷轧钢板在800～1100℃的温度下进行30秒～60分钟的退火。通过所述冷轧来生成的剪切带(Shear Band)，退火时用作B2相不均质核生成点，有助于奥氏体基体内B2相的细微化及均匀分散。本发明中为了得到这种效果，退火温度优选为800℃以上。然而，当退火温度超过1100℃时，可能晶粒粗大化、B2相的相分数降低。因此所述退火温度优选为800～1100℃，更优选为800～1000℃。
另外，退火时间少于30秒时，B2相的析出不充分，相反，退火时间超过60分钟时，可能晶粒粗大化。因此，所述退火时间优选为30秒～60分，更优选为1～30分钟。
之后，将退火的所述热轧钢板以5℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度后进行收卷。将退火的所述热轧钢板进行冷却时，当冷却速度低于5℃/秒时，冷却过程中过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，所述冷却速度越快，对抑制κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的析出越有利。因此，本发明中冷却速度的上限不进行特别地限制。
将退火的所述冷轧钢板进行冷却时，当冷却结束温度超过600℃时，冷却后过度析出脆化相κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，从而具有钢板的延展性劣化的问题。另外，在低于600℃的温度下不发生κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)的析出问题，本发明中所述冷却结束温度的下限不进行特别地限制。
图4是对本发明的一例的冷轧钢板的微观组织进行观察并示出的照片。奥氏体基体(Matrix)内B2相在轧制方向上平行延伸，形成宽度约为5μm的带(Band)状。
图5是对本发明的一例的冷轧钢板退火(1分钟)后的微观组织进行观察并示出的照片。奥氏体基体内沿着剪切带析出细微的B2相，清楚地显示图4中未看见的奥氏体的变形微观组织。另外，还清楚地显示B2带内的变形线(Slip Line)，这是因为沿着B2带的变形线析出了奥氏体。
图6是对本发明的一例的冷轧钢板退火(15分)后的微观组织进行观察并示出的照片。奥氏体基体内B2相的析出加速，并且，沿着B2带的变形线，奥氏体的析出加速，从而B2带被分解。另外，在图6的下端部，约2μm大小的奥氏体粒子和约1μm大小的B2粒子混合存在，这是由冷轧时形成的B2带在退火时分解而形成的。
图7示出本发明的一例的冷轧钢板退火15分钟后的试片进行X射线衍射分析结果。可知作为钢板的微观组织只包含奥氏体及B2相，分析的B2相的体积分数约为33％。
以下，通过实施例对本发明进行更加详细的说明，但是需要注意的是以下的实施例仅仅是为了更加详细说明本发明而例示的，本发明的权利范围并不限定于以下实施例。本发明的权利范围是由权利要求书记载的事项和由此合理推导的内容来决定。
(实施例1)
使用真空感应电熔炉(Vacuum Induction Melting Furnace)来准备具有下述表1的合金组成的钢水熔钢后，利用所述熔钢制造约40kg的铸锭(Ingot)。所制造的铸锭的大小为300mm(宽)×30mm(长度)×80mm(厚度)。所制造的铸锭进行固溶化处理后(SolutionTreatment)，进行板坯轧制(Slab Rolling)来制造厚度为8～25mm的板坯(Slab)。
之后，按照下述表2的条件进行再加热，热轧及冷轧来制造冷轧钢板，将所述冷轧钢板按下述表3的条件进行退火。之后，利用X射线衍射(XRD)测定相分数，利用比重计(Pycnometer)测定比重，以1×10-3/秒的初期变形率进行抗拉试验，评价了机械物理性质。其结果显示于表3中。
表1
表2
表3
表4
从表4可知，发明钢1～16均由奥氏体基体和B2结构或DO3结构的金属间化合物的第2相形成，可以确认一部分包含15％以下的κ-碳化物。并且，可以确认比重为7.47g/cc以下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以总延伸率(TE)的值为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation、均匀延伸率)的值为8MPa/％以上。
然而，虽然比较钢1～4是像发明钢一样以奥氏体为基体的轻量钢，但是，不包含B2结构或DO3结构的金属间化合物的第2相。可知所述比较钢1～4延展性优异，但平均加工硬化率(TS-YS)/UE明显低于发明钢。
另外，比较钢5及6为以铁素体相(A2结构：无序BBC)为基体的轻量钢，可知最大抗张强度和均加工硬化率(TS-YS)/UE显著低于发明钢。
另外，比较钢7～11为由FCC单相组织形成的孪晶诱导塑性(TWIP)钢。TWIP钢中一部分显示与发明钢类时水平的平均加工硬化率(TS-YS)/UE，但是TWIP钢比重没有减少或减少程度少，从而不能视为轻量钢，并且屈服强度明显低于发明钢。
另外，现有钢1～3分别对应于无间隙原子(Interstitial Free，IF)钢、双相(DualPhase，DP)钢、以及热压成型(Hot Press Forming，HPE)钢。比较比较钢1～11和现有钢1～3，可知本发明实施例的发明钢1～16具有新的微观组织，是具有强度、延伸率、加工硬化率及轻量化程度均优异的组合的新型钢材。
(实施例2)
为了评价退火条件对钢板的物理性质产生的影响，对于发明钢4，按所述实施例1的条件依次进行再加热、热轧、冷却及收卷、冷轧后，按照下述表5的条件进行退火处理。之后，通过与实施例1相同的方法实施抗拉试验，将结果显示于表5中。
表5
参照表5可知，即使是同一种钢，在不同的退火条件下显示不同的物理性质，对于发明钢4，特别是在870～920℃温度下进行2～15分钟的退火热处理后，以10℃/秒以上的速度进行冷却时，具有优异的机械物理性质。
(实施例3)
与实施例1及2不同，通过上述的制造方法(1)制造热轧钢板。更加具体地，具有下述表6的合金组成的钢坯在1150℃下进行7200秒的再加热后，进行热轧来制造热轧钢板，此时热轧开始温度为1050℃，结束温度为900℃，压下率为84.4％。之后，将所述热轧钢板水冷(water quenching)至600℃，然后进行收卷。之后，通过与实施例1同样的方法测定相分数，实施抗拉试验后，其结果显示于表7中。
表6
表7
从表7可以知道，通过上述的制造方法(1)所制造的热轧钢板也由奥氏体基体和B2结构或DO3结构的金属间化合物的第2相形成，并且，可以确认屈服强度为600Mpa以上，最大抗张强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation，均匀延伸率)的值满足8MPa/％以上的值。
实施例4
与实施例1～3不同，通过上述的制造方法(2)制造热轧钢板。更加具体地，具有发明钢5的合金组成的钢坯在1150℃下进行7200秒的再加热后，进行热轧来制造热轧钢板，这时，热轧开始温度为1050℃，结束温度为900℃，压下率为88.0％。之后，将所述热轧钢板以20℃/秒的速度冷却至600℃，然后进行收卷。之后，将收卷的所述热轧钢板按下述表8的条件进行退火及冷却，通过与实施例1同样的方法测定相分数及比重，实施抗拉试验后，其结果显示于表8中。
表8
从表8可知，通过上述的制造方法(2)所制造的热轧钢板也由奥氏体基体和B2结构或DO3结构的金属间化合物的第2相形成，并且，可以确认屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation，均匀延伸率)的值满足8MPa/％以上的值。
(实施例5)
与实施例1～4不同，通过上述的制造方法(3)制造热轧钢板。更加具体地，将具有发明钢5的合金组成的钢坯在1150℃下进行7200秒钟的再加热后，进行热轧来制造热轧钢板，此时，热轧开始开始温度为1050℃，结束温度为900℃，压下率为88.0％。之后，将所述热轧钢板以20℃/秒速度冷却至600℃，然后进行收卷。之后，将收卷的热轧钢板在1100℃下进行3600秒钟的1次退火，然后以20℃/秒的速度进行冷却。之后，将1次退火及冷却的所述热轧钢板在800℃下进行900秒钟的2次退火，然后进行水冷(water quenching)。之后，通过与实施例1同样的方法测定相分数及比重，实施抗拉试验后，其结果显示于表9中。
表9
从表9可知，通过上述的制造方法(3)所制造的热轧钢板也由奥氏体基体和B2结构或DO3结构的金属间化合物的第2相形成，并且，可以确认屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以全延伸率(TE)的值为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation，均匀延伸率)的值满足8MPa/％以上的值。
(实施例6)
与实施例1～5不同，通过上述的制造方法(5)制造热轧钢板。更加具体地，将具有发明钢12的合金组成的钢坯在1150℃下进行7200秒钟的再加热后，进行热轧来制造热轧钢板，此时，热轧开始温度为1050℃，结束温度为900℃，压下率为88.0％。之后，将所述热轧钢板以20℃/秒的速度冷却至600℃，然后进行收卷。之后，将收卷的热轧钢板在1100℃下进行900秒钟的退火后，以66.7％的压下率进行冷轧来制造冷轧钢板。之后，将所冷轧钢板在900℃下，进行900秒钟的退火后进行水冷(water quenching)。之后，通过与实施例1同样的方法测定相分数及比重，实施抗拉试验后，其结果显示于表10中。
表10
从表10可知，通过上述的制造方法(5)所制造的热轧钢板也由奥氏体基体和B2结构或DO3结构的金属间化合物的第2相形成，另外，可以确认满足屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度(TS)乘以总延伸率(TE)的值为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE(UE(％)：Uniform Elongation，均匀延伸率)的值为8MPa/％以上。

Claims (17)

1.一种高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按重量％计，包含C：0.01～2.0％、Si：9.0％以下、Mn：5.0～40.0％、P：0.04％以下、S：0.04％以下、Al：4.0～20.0％、Ni：0.3～20.0％、N：0.001～0.05％、余量Fe及不可避免的杂质，
在奥氏体基体中，按体积％计，包含1～50％的Fe-Al基金属间化合物及15％以下的作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)，
所述Mn含量为5.0％以上且小于14.0％时，所述C的含量为0.6％以上，所述Mn含量为14.0％以上且小于20.0％时，所述C的含量为0.3％以上。
2.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按体积％计，包含5～45％的Fe-Al基金属间化合物。
3.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按体积％计，包含7％以下的作为钙钛矿碳化物的L12结构的κ-碳化物((Fe，Mn)3AlC)。
4.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物具有平均粒径为20μm以下的粒子形态。
5.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物具有平均粒径为2μm以下的粒子形态。
6.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物具有平行于钢板轧制方向的带状。
7.如权利要求6所述的高强度低比重钢板，其特征在于，平行于所述钢板的轧制方向的带状的Fe-Al基金属间化合物的体积分数为40％以下。
8.如权利要求6所述的高强度低比重钢板，其特征在于，平行于所述钢板的轧制方向的带状的Fe-Al基金属间化合物的平均厚度为40μm以下，平均长度为500μm以下，平均宽度为200μm以下。
9.如权利要求1～8中任意一项所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述Fe-Al基金属间化合物为B2结构或DO3结构。
10.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按体积％计，包含15％以下的铁素体。
11.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板，按重量％计，进一步包含选自Cr：0.01～7.0％、Co：0.01～15.0％、Cu：0.01～15.0％、Ru：0.01～15.0％、Rh：0.01～15.0％、Pd：0.01～15.0％、Ir：0.01～15.0％、Pt：0.01～15.0％、Au：0.01～15.0％、Li：0.001～3.0％、Sc：0.005～3.0％、Ti：0.005～3.0％、Sr：0.005～3.0％、Y：0.005～3.0％、Zr：0.005～3.0％、Mo：0.005～3.0％、Ta：0.005～3.0％、镧系元素类REM：0.005～3.0％、V：0.005～1.0％、Nb：0.005～1.0％、W：0.01～5.0％、Ca：0.001～0.02％、Mg：0.0002～0.4％及B：0.0001～0.1％中的1种以上。
12.如权利要求1所述的高强度低比重钢板，其特征在于，所述钢板的比重为7.47g/cc以下，屈服强度为600MPa以上，最大抗张强度乘以总延伸率的值(TS×El)为12,500MPa·％以上，平均加工硬化率(TS-YS)/UE的值为8MPa/％以上。
13.一种如权利要求1所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，包括：
在1050～1250℃的温度下对钢坯进行再加热的步骤，所述钢坯，按重量％计，包含C：0.01～2.0％、Si：9.0％以下、Mn：5.0～40.0％、P：0.04％以下、S：0.04％以下、Al：4.0～20.0％、Ni：0.3～20.0％、N：0.001～0.05％、余量Fe及不可避免的杂质；
将再加热的所述钢坯以60％以上的总压下率在900℃以上的温度下进行热精轧来获得热轧钢板的步骤；以及
将所述热轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下后收卷的步骤。
14.如权利要求13所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后，进一步包含：
将收卷的所述热轧钢板在800～1250℃的温度下退火1～60分钟的步骤；以及
将退火的所述热轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下的步骤。
15.如权利要求13所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后，进一步包含：
将收卷的所述热轧钢板在800～1250℃的温度下进行1～60分钟的1次退火的步骤；
将退火的所述热轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下的步骤；
将冷却的所述热轧钢板在800～1100℃的温度下进行30秒～60分钟的2次退火的步骤；以及
将2次退火的所述热轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下的步骤。
16.如权利要求13所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后，进一步包含：
将收卷的所述热轧钢板，在-20℃以上的温度下以30％以上的总压下率进行冷轧来获得冷轧钢板的步骤；
将所述冷轧钢板在800～1100℃的温度下进行30秒～60分钟退火的步骤；以及
将退火的所述冷轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下的步骤。
17.如权利要求13所述的高强度低比重钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后，进一步包含：
将收卷的所述热轧钢板在800～1250℃的温度下退火1～60分钟的步骤；
将退火的所述热轧钢板在-20℃以上的温度下以30％以上的总压下率进行冷轧来获得冷轧钢板的步骤；
将所述冷轧钢板在800～1100℃的温度下进行30秒～60分钟退火的步骤；以及
将退火的所述冷轧钢板以5℃/秒以上的速度冷却至600℃以下的步骤。
CN201380081904.5A 2013-12-26 2013-12-26 高强度低比重钢板及其制造方法 Active CN106068333B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2013-0163532 2013-12-26
PCT/KR2013/012163 WO2015099221A1 (ko) 2013-12-26 2013-12-26 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법
KR1020130163532A KR101568552B1 (ko) 2013-12-26 2013-12-26 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106068333A CN106068333A (zh) 2016-11-02
CN106068333B true CN106068333B (zh) 2018-07-06

Family

ID=53479052

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380081904.5A Active CN106068333B (zh) 2013-12-26 2013-12-26 高强度低比重钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US10626476B2 (zh)
EP (1) EP3088548B1 (zh)
JP (2) JP6588440B2 (zh)
KR (1) KR101568552B1 (zh)
CN (1) CN106068333B (zh)
WO (1) WO2015099221A1 (zh)

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6308424B2 (ja) * 2014-02-28 2018-04-11 株式会社日本製鋼所 Ｆｅ基制振合金およびその製造方法ならびにＦｅ基制振合金材
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법
EP3423608B1 (en) * 2016-03-01 2019-11-13 Tata Steel Nederland Technology B.V. Austenitic, low-density, high-strength steel strip or sheet having a high ductility, method for producing said steel and use thereof
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
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
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
KR101838235B1 (ko) * 2016-11-17 2018-03-13 주식회사 포스코이에스엠 습식 분쇄를 통한 슬러리의 입도 제어에 따른 리튬 티탄 복합 산화물의 제조방법
CN106555128A (zh) * 2016-11-21 2017-04-05 常熟市张桥华丰铸造五金厂 一种抗腐蚀高强度铸件
CN106756478B (zh) * 2016-12-07 2018-03-27 钢铁研究总院 一种经济型耐海水腐蚀用低密度低合金钢及其制备方法
KR20210128019A (ko) * 2016-12-22 2021-10-25 아르셀러미탈 냉간 압연 및 열처리된 강 시트, 그의 제조 방법 및 차량 부품들을 제조하기 위한 이런 강의 사용
CN107164699A (zh) * 2017-05-13 2017-09-15 合肥鼎鑫模具有限公司 一种用于汽车轮毂压铸的合金模具及其应用
CN107326269A (zh) * 2017-05-26 2017-11-07 太仓明仕金属制造有限公司 一种金属零部件用碳钢
CN107267873A (zh) * 2017-05-27 2017-10-20 太仓明仕金属制造有限公司 一种多用型冲压件
RU2645803C1 (ru) * 2017-06-01 2018-02-28 Юлия Алексеевна Щепочкина Износостойкий сплав на основе железа
CN107083523A (zh) * 2017-06-02 2017-08-22 太仓市龙华塑胶有限公司 一种五金件用钢材
CN107245663A (zh) * 2017-06-02 2017-10-13 太仓市龙华塑胶有限公司 一种模具用钢材料
CN107326287A (zh) * 2017-06-09 2017-11-07 太仓东旭精密机械有限公司 一种机械零部件用钢
CN107245667A (zh) * 2017-06-09 2017-10-13 太仓东旭精密机械有限公司 一种摩托车用钢材料
US20190062881A1 (en) * 2017-08-24 2019-02-28 Corvid Technologies High aluminum containing manganese steel and methods of preparing and using the same
WO2019093740A1 (ko) * 2017-11-09 2019-05-16 한국기계연구원 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
KR101965148B1 (ko) * 2017-11-09 2019-04-05 한국기계연구원 초고강도 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
KR101965147B1 (ko) * 2017-11-09 2019-04-05 한국기계연구원 고강도-고인성 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
KR101965149B1 (ko) * 2017-11-09 2019-04-05 한국기계연구원 인장강도-연신율 밸런스가 우수한 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
RU2657957C1 (ru) * 2017-11-20 2018-06-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
RU2657961C1 (ru) * 2017-11-20 2018-06-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
KR20190065671A (ko) * 2017-12-04 2019-06-12 현대자동차주식회사 페라이트계 경량강
WO2019122960A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN108396244B (zh) * 2018-06-01 2020-07-28 东北大学 一种冷轧中锰高铝低密度钢及其制备方法
TWI715852B (zh) * 2018-07-11 2021-01-11 永鼎應用金屬股份有限公司 沃斯田體合金鋼
KR102227710B1 (ko) * 2018-11-26 2021-03-16 한국재료연구원 고인성을 갖는 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
WO2020115526A1 (en) * 2018-12-04 2020-06-11 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN109338192A (zh) * 2018-12-24 2019-02-15 南通金源智能技术有限公司 3d打印用磨具钢粉末
CN109457168B (zh) * 2018-12-24 2021-07-06 宁波正直科技有限公司 家用燃气灶燃气管合金及其制备方法和燃气管
KR102207723B1 (ko) * 2018-12-24 2021-01-27 한국기계연구원 기계적 물성이 우수한 경량 스테인리스 강재 및 그 제조 방법
DE102019104597A1 (de) * 2019-02-22 2020-08-27 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahlprodukt aus manganhaltigem Leichtbaustahl mit hohem Energieaufnahmevermögen bei schlagartiger Beanspruchung und niedrigen Temperaturen und Verfahren zu seiner Herstellung
KR20200128811A (ko) 2019-05-07 2020-11-17 현대자동차주식회사 오스테나이트계 경량강
KR102209405B1 (ko) * 2019-05-15 2021-01-29 주식회사 포스코 표면 균열이 저감된 고망간 주편 및 그 제조방법과 이를 이용한 고망간 강판
CN111519102A (zh) * 2020-03-26 2020-08-11 徐州尚航船舶配件有限公司 一种高强度耐腐蚀船用扶梯及其制备工艺
CN114480984B (zh) * 2021-12-15 2022-12-16 钢铁研究总院 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法
CN114657441A (zh) * 2022-02-09 2022-06-24 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种低密度高强高韧热轧钢板的制造方法
CN115537660B (zh) * 2022-09-30 2023-07-14 武汉钢铁有限公司 一种低密度高强度热轧弹簧扁钢及其生产方法
WO2024084273A1 (en) * 2022-10-19 2024-04-25 Arcelormittal Metal powder for additive manufacturing

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005015909A (ja) * 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005068549A (ja) * 2003-08-04 2005-03-17 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2006176843A (ja) * 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2007084882A (ja) * 2005-09-22 2007-04-05 Tohoku Univ 低加工硬化型鉄合金
JP4324072B2 (ja) * 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
KR20130034727A (ko) * 2011-09-29 2013-04-08 현대자동차주식회사 저비중강판용 합금 및 그 제조방법
EP2653581A2 (en) * 2010-12-13 2013-10-23 Posco Austenitic, lightweight, high-strength steel sheet of which the yield ratio and flexibility are outstanding and a production method therefor

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS563651A (en) * 1979-06-20 1981-01-14 Takeshi Masumoto High toughness intermetallic compound material and its manufacture
US4865662A (en) * 1987-04-02 1989-09-12 Ipsco Inc. Aluminum-manganese-iron stainless steel alloy
WO1993013233A1 (en) * 1991-12-30 1993-07-08 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Austenitic high manganese steel having superior formability, strength and weldability, and manufacturing process therefor
JP3772106B2 (ja) * 2001-10-10 2006-05-10 三菱レイヨン株式会社 内部に空洞部を有する樹脂成形品の製造方法
DE10259230B4 (de) 2002-12-17 2005-04-14 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts
JP4084733B2 (ja) 2003-10-14 2008-04-30 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
DE112014003038T5 (de) 2013-06-27 2016-03-24 Hyundai Steel Company Hochfester-Stahl-Blech und Herstellungsverfahren dafür

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005015909A (ja) * 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005068549A (ja) * 2003-08-04 2005-03-17 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP4324072B2 (ja) * 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
JP2006176843A (ja) * 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2007084882A (ja) * 2005-09-22 2007-04-05 Tohoku Univ 低加工硬化型鉄合金
EP2653581A2 (en) * 2010-12-13 2013-10-23 Posco Austenitic, lightweight, high-strength steel sheet of which the yield ratio and flexibility are outstanding and a production method therefor
KR20130034727A (ko) * 2011-09-29 2013-04-08 현대자동차주식회사 저비중강판용 합금 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2019157277A (ja) 2019-09-19
KR20150075501A (ko) 2015-07-06
CN106068333A (zh) 2016-11-02
US20160319388A1 (en) 2016-11-03
WO2015099221A8 (ko) 2015-09-17
US10626476B2 (en) 2020-04-21
KR101568552B1 (ko) 2015-11-11
JP2017507242A (ja) 2017-03-16
EP3088548B1 (en) 2020-09-30
EP3088548A1 (en) 2016-11-02
EP3088548A4 (en) 2017-02-15
JP6588440B2 (ja) 2019-10-09
WO2015099221A1 (ko) 2015-07-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106068333B (zh) 高强度低比重钢板及其制造方法
CN106170574B (zh) 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105452513B (zh) 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
KR102401886B1 (ko) 우수한 인성, 연성 및 강도를 갖는 강 시트 및 이의 제조 방법
TWI507538B (zh) With excellent burn the attachment strength of the hardenable galvannealed steel sheet, a high strength galvannealed steel sheet and manufacturing method, etc.
JP4324072B2 (ja) 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
JP6817076B2 (ja) 高強度鋼板を製造する方法および得られた鋼板
CN105671447B (zh) 扩孔性优异的高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法
CN110088332A (zh) 具有优异的可成形性的经回火和涂覆的钢板及其制造方法
JP4635115B1 (ja) 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法
WO2008093897A1 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材並びにその製造方法
JP6932323B2 (ja) 低合金第３世代先進高張力鋼
CN108315637B (zh) 高碳热轧钢板及其制造方法
JP6244701B2 (ja) 焼入れ性および加工性に優れる高炭素熱延鋼板およびその製造方法
JPWO2020136988A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2021507110A (ja) 冷間圧延及び熱処理された鋼板、その製造方法及び車両部品の製造のためのそのような鋼の使用
CN107250406A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2006342421A (ja) 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法
JP2004514792A5 (zh)
CN114502760A (zh) 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
JP4317418B2 (ja) 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
JP4317419B2 (ja) 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
JP2011021263A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
JP3422864B2 (ja) 加工性の優れたステンレス鋼およびその製造方法
JP4317417B2 (ja) 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Patentee after: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

Patentee before: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230627

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Patentee after: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Patentee before: POSTECH ACADEMY-INDUSTRY FOUNDATION