JP2008520830A - 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 - Google Patents
非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2008520830A JP2008520830A JP2007542029A JP2007542029A JP2008520830A JP 2008520830 A JP2008520830 A JP 2008520830A JP 2007542029 A JP2007542029 A JP 2007542029A JP 2007542029 A JP2007542029 A JP 2007542029A JP 2008520830 A JP2008520830 A JP 2008520830A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mpa
- steel
- strength
- content
- steel sheet
- 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.)
- Granted
Links
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 49
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 46
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 25
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 15
- 229910000617 Mangalloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 15
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 29
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 101
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 101
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 60
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 29
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 42
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 239000000047 product Substances 0.000 claims description 37
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 30
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 claims description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 13
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 13
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 12
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 9
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 7
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 5
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 5
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 claims description 5
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 5
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 claims description 4
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 4
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 claims description 3
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000003756 stirring Methods 0.000 claims description 3
- 102000001708 Protein Isoforms Human genes 0.000 claims description 2
- 108010029485 Protein Isoforms Proteins 0.000 claims description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 12
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 6
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 6
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 6
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 3
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- 229910000914 Mn alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 2
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 2
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- QFGIVKNKFPCKAW-UHFFFAOYSA-N [Mn].[C] Chemical compound [Mn].[C] QFGIVKNKFPCKAW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M copper(1+);methylsulfanylmethane;bromide Chemical compound Br[Cu].CSC PMHQVHHXPFUNSP-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000006073 displacement reaction Methods 0.000 description 1
- 230000009977 dual effect Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229920003023 plastic Polymers 0.000 description 1
- 239000004033 plastic Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 230000010512 thermal transition Effects 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
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
- 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
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
-
- 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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
- 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
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
本発明は、オーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼から作られ、少なくとも１２００ＭＰａの強度を有し、積Ｐ（抵抗（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が６５０００ＭＰａ％を超える熱圧延シートに関する。本発明のシートの公称化学組成物は、含有率を重量で表して、０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、１６％≦Ｍｎ≦１９％、Ｓｉ≦２％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０５０％、Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦０．４０％、Ｎｉ≦１％、Ｃｕ≦５％、Ｔｉ≦０．５０％、Ｎｂ≦０．５０％、Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素とを含み、組成物の残りは鉄および製錬から由来する不可避的な不純物を含む。本発明によれば、鋼の再結晶化表面フラクションは１００％であり上記鋼の析出した炭化物の表面フラクションは０％であり、平均結晶粒サイズは１０ミクロンまたはそれ未満である。
Description
本発明は、非常に高い機械的特性、詳細には、優れた機械的特性の均一性とともに、高度に有利な機械的強度と破断時伸びの組み合わせを有する、熱圧延および冷間圧延されたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法に関する。
自動車分野において、車両装備のレベルが連続的に増加しているため、金属構造自体を軽量化する必要が高くなっている。これを行うためには、各機能を再検討して、その性能を改善しその重量を低減しなければならない。したがって、これらの増加し続ける要件を満たすために、様々な種類の鋼が開発され、年代順に、例えば、ニオブ、バナジウム、またはチタンの微細析出によって硬化された高抗張力鋼、二重相構造を有する鋼（２５％までのマルテンサイトを含有するフェライト）、およびフェライト、マルテンサイト、およびオーステナイトを含む変形下で転移可能なＴＲＩＰ（転移によって生じる可塑性）鋼を列挙することができる。各種類の構造について、抗張力と変形性は競合する特性であり、一般に特性の１つを、他を大きく低下させずに非常に高い値を得ることは不可能である。したがって、ＴＲＩＰ鋼の場合、９００ＭＰａを超える強度と同時に２５％を超える伸びを同時に得ることは困難である。また、ベイナイトまたはマルテンサイト−ベイナイト構造を有する鋼も挙げることができ、その強度は熱圧延シートで１２００ＭＰａまで高くなるが、その伸びはわずかに約１０％である。これらの特性は多くの用途を満足させることができるが、それでも高い強度および後続の変形加工とエネルギー消費の高い適性を同時に組み合わせて、さらに軽量化が望まれる場合、それらは不十分なままである。
熱圧延シートの場合、すなわち、厚さ約１ｍｍ〜１０ｍｍの範囲のシートの場合、そのような特性は、床接続部品、ホイール、ドア衝撃防止（ａｎｔｉ−ｉｎｔｒｕｓｉｏｎ）棒等の補強部品、または重量車両（トラック、バス等）用部品の軽量化のために有益に用いられる。冷間圧延シート（厚さ約０．２ｍｍ〜６ｍｍの範囲）の場合、用途は、自動車の安全および耐久性のための部品、または他の外部部品を製造するためである。
これらの強度／延性の要件を同時に満たすためには、１．５％のＣおよび１５％〜３５％のＭｎ（重量で示した含有率）を含み、ケイ素、アルミニウム、またはクロム等の他の元素を含む可能性のあるＦｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼等、オーステナイト構造を有する鋼が知られている。所与の温度で、オーステナイト鋼の変形モードは積層欠陥エネルギーすなわちＳＦＥにのみ依存し、その物理量自体は組成物と温度にのみ依存する。ＳＦＥが低下するとき、変形は、連続的に転位滑りモードから双晶化へ、最終的にマルテンサイト転移モードを通る。これらのモードの中で、機械的双晶化は高い加工硬化性を得ることを可能にし、双晶化は、変位の伝播に対する障害物として作用することによって、降伏点強度の増加を助ける。ＳＦＥは特にカーボンとマンガン含有率とともに増加する。
したがって、双晶化によって変形することの可能なＦｅ−０．６％Ｃ−２２％Ｍｎオーステナイト鋼が知られている。結晶粒のサイズに応じて、これらの鋼組成物は、５０％〜８０％の範囲の破断時伸びとともに、９００ＭＰａ〜１１５０ＭＰａの範囲の抗張力値をもたらす。
しかし、１１５０ＭＰａを大きく超える強度を有し、良好な変形性も有し、また、高価な合金を追加することなくそれを達成する熱圧延または冷間圧延鋼シートの必要性が解決されずに存在する。後続の機械的応力の間に非常に均一な挙動を示す鋼シートが望まれる。
したがって、本発明の目的は、少なくとも１２００ＭＰａ、または１４００ＭＰａの強度と、それとともに、各々上記強度レベルで、積Ｐ：強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％）が６００００または５００００ＭＰａ％を超えるような伸びと、後続の変形または機械的応力の間に均一な機械的特性と、このシートまたは製品の冷間変形中、または変形後に任意の点でマルテンサイトのない構造を有する、製造の安価な熱圧延または冷間圧延鋼シートまたは製品を提供することである。
この目的のために、本発明の主題は熱圧延オーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートであり、強度は１２００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は６５０００ＭＰａ％を超え、公称化学組成物は、含有率を重量で表して、０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、１６％≦Ｍｎ≦１９％、Ｓｉ≦２％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０５０％、Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１．５０％、Ｎｉ≦１％、Ｃｕ≦５％、Ｔｉ≦０．５０％、Ｎｂ≦０．５０％、Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素を含み、組成物の残りは鉄および製錬（ｓｍｅｌｔｉｎｇ）から由来する不可避的な不純物からなり、鋼の再結晶表面のフラクションは１００％であり、鋼の析出した炭化物の表面フラクションは０％であり、鋼の平均結晶粒サイズは１０ミクロンまたはそれ未満である。
また、本発明の主題は冷間圧延およびアニールされたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートであり、強度は１２００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は６５０００ＭＰａ％を超え、公称化学組成物は、含有率を重量で表して、０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、１６％≦Ｍｎ≦１９％、Ｓｉ≦２％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０５０％、Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１．５０％、Ｎｉ≦１％、Ｃｕ≦５％、Ｔｉ≦０．５０％、Ｎｂ≦０．５０％、Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素を含み、組成物の残りは鉄および製錬から由来する不可避的な不純物からなり、鋼の再結晶表面のフラクションは１００％であり、鋼の平均結晶粒サイズは５ミクロン未満である。
また、本発明の主題は冷間圧延およびアニールされたオーステナイト鋼シートであり、強度は１２５０ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は６５０００ＭＰａ％を超え、鋼の平均結晶粒サイズは３ミクロン未満であることを特徴とする。
好ましい特徴によれば、オーステナイト鋼シートの任意の点で鋼の局部的カーボン含有量ＣＬおよび局部的マンガン含有量ＭｎＬは、重量で表して、％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６である。
鋼の公称ケイ素含有量は０．６％またはそれ未満であることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、鋼の公称窒素含有量は０．０５０％またはそれ未満であることが好ましい。
また、鋼の公称アルミニウム含有量は０．０３０％またはそれ未満であることが好ましい。
好ましい実施形態によれば、鋼の公称リン含有量は０．０４０％またはそれ未満であることが好ましい。
また、本発明の主題は熱圧延オーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であり、強度は１２００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は６５０００ＭＰａ％を超え、方法において鋼は製錬され、公称組成物は、含有率を重量で表して、０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、１６％≦Ｍｎ≦１９％、Ｓｉ≦２％、Ａｌ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０３０％、Ｐ≦０．０５０％、Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、Ｃｒ≦１％、Ｍｏ≦１．５０％、Ｎｉ≦１％、Ｃｕ≦５％、Ｔｉ≦０．５０％、Ｎｂ≦０．５０％、Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素とを含み、組成物の残りは鉄および製錬から由来する不可避的な不純物からなり、
半完成製品はこの鋼から鋳造され、
鋼組成物の半完成製品は１１００℃〜１３００℃の温度で加熱され、
半完成製品は圧延の終わりの９００℃以上の温度まで圧延され、
必要であれば、鋼の再結晶化表面フラクションが１００％であるように保持時間を維持し、
シートは２０℃／ｓ以上の速度で冷却され、
シートは４００℃以下の温度で巻き取られる。
半完成製品はこの鋼から鋳造され、
鋼組成物の半完成製品は１１００℃〜１３００℃の温度で加熱され、
半完成製品は圧延の終わりの９００℃以上の温度まで圧延され、
必要であれば、鋼の再結晶化表面フラクションが１００％であるように保持時間を維持し、
シートは２０℃／ｓ以上の速度で冷却され、
シートは４００℃以下の温度で巻き取られる。
また、本発明の主題は熱圧延オーステナイト系鋼シートの製造方法であり、強度は１４００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は５００００ＭＰａ％を超え、熱圧延され、巻き取り後に冷却され、巻き出されたシートは、少なくとも１３％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を受けることを特徴とする。
また、本発明の主題は冷間圧延およびアニールされたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であり、強度は１２５０ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は６００００ＭＰａ％を超え、上記方法によって得られた熱圧延シートが提供され、各サイクルがシートを１回以上連続的に通して冷間圧延し、再結晶化アニール処理を行うことを含むサイクルを少なくとも１回行い、最終冷間圧延サイクルに続く再結晶化アニール処理前の平均オーステナイト結晶粒サイズが１５ミクロン未満であることを特徴とする。
また、本発明の主題は冷間圧延されたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であり、強度は１４００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は５００００ＭＰａ％を超え、シートは、最終再結晶化アニール処理の後、少なくとも６％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を受けることを特徴とする。
また、本発明の主題は冷間圧延されたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であり、強度は１４００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時の伸び（％））は５００００ＭＰａ％を超え、本発明による冷間圧延されアニールされたシートが提供され、このシートは少なくとも６％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を受けることを特徴とする。
また、本発明の主題はオーステナイト系鋼シートの製造方法であり、この半完成製品の鋳造温度、電磁気力による液体金属の攪拌、および拡散によってカーボンとマンガンの均一化に導く再加熱条件等、この半完成製品が鋳造されまたは再加熱される条件は、シートの任意の点において、局部的なカーボン含有量ＣＬと局部的なマンガン含有量ＭｎＬが、重量で表して、％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６であるように選択されることを特徴とする。
好ましい実施形態によれば、半完成製品はスラブ形状に鋳造され、または反対方向に回転する鋼製ロール間で薄片として鋳造される。
また、本発明の主題は、自動車分野における構造または補強要素または外部部品を製造するためのオーステナイト鋼シートの使用である。
また、本発明の主題は、自動車分野における構造または補強要素または外部部品を製造するための、上述の方法によって製造されたオーステナイト鋼シートの使用である。
本発明の他の特徴および利点は、添付図面１を参照して例として与えられる、室温（３００Ｋ）でのカーボンとマンガン含有量を関数とする積層欠陥エネルギーの理論的変動を示す、以下の説明を通じて明らかになるであろう。
多くの試みの後、本発明者らは上で報告した様々な要件が以下の条件を実施することによって満たされることを示した。鋼の化学組成物については、カーボンは微小構造の形成と得られる機械的特性に重要な役割を果たす。１６重量％〜１９重量％の範囲のマンガン含有量とともに、０．８５％を超える公称カーボン含有量は、安定なオーステナイト構造の獲得を可能にする。しかし、１．０５％を超える公称カーボン含有量では、工業的製造における或る熱サイクル中、特に鋼が巻き取りで冷却されるとき、カーボンの析出を防止するのが困難になり、この析出は延性と靭性を劣化させる。さらに、カーボン含有量の増加は溶接性を低下させる。
また、マンガンは強度を高め、積層欠陥エネルギーを高め、オーステナイト相を安定化するために重要な元素である。その公称含有率が１６％未満であると、後に判明するように、マルテンサイト相が形成する危険性があり、変形性を大きく認め得る程度に低下させる。さらに、公称マンガン含有率が１９％を超えると、完全な転移滑りモードのほうが双晶変形モードよりも優先する。さらに、コスト的な理由により、マンガン含有率が高いことは望ましくない。
アルミニウムは鋼の脱酸素に特に有効な元素である。カーボンのように、それは積層欠陥エネルギーを増加させる。しかし、アルミニウムはそれがマンガン含有率の高い鋼中に過剰に存在すると欠点になる。これは、マンガンが液体鉄中への窒素の溶解性を高めるからであり、過剰のアルミニウムが鋼中に存在すると、アルミニウムと結合する窒素がアルミニウム窒化物の形で析出して熱転移中の結晶粒境界の移動を妨げ、亀裂の発生の危険性が認め得る程大きくなる。０．０５０％未満の公称アルミニウム含有率はＡｌＮの析出を防止する。したがって、この析出および固化中の容積欠陥の形成を防止するために、公称窒素含有率は０．１％未満でなければならない。公称アルミニウム含有率が０．０３０％未満、および公称窒素含有率が０．０５０％未満であるとき、この危険性は特に低くなる。
また、ケイ素は鋼の脱酸素および固相硬化に特に有効な元素である。しかし、公称含有率２％を超えると、それは伸びを低下させ、或る組み立て工程中に望ましくない酸化物を形成する傾向があり、したがって、この限界値を下回る値に保たなければならない。この現象は公称ケイ素含有率が０．６％未満になると大きく低減される。
硫黄およびリンは結晶粒境界を脆化させる不純物である。十分な熱間延性を保つために、それらの各々の公称含有率は０．０３０％および０．０５０％を各々超えてはならない。公称リン含有率が０．０４０％未満のとき、脆化の危険性は特に低くなる。
場合によって、クロムは固相硬化による鋼の強度向上に用いられる。しかし、クロムは積層欠陥エネルギーを低下させるので、その公称含有率は１％を超えてはならない。ニッケルは積層欠陥エネルギーを増加させ、破断時の伸びを高くするのに貢献する。しかし、コスト的な理由から、公称ニッケル含有率は最大１％以下に制限するのが望ましい。また、モリブデンは同様の理由で用いることができ、この元素は炭化物の析出をさらに阻止する。有効性とコスト的な理由から、その公称含有率は１．５％まで、好ましくは０．４％に制限することが望ましい。
同様に、場合によって、５％を超えない公称含有率の銅を加えることは、銅金属の析出によって鋼を硬化する１つの手段である。しかし、この含有率を超えると、銅は熱圧延シートに表面欠陥を発生させる。
また、チタン、ニオブ、およびバナジウムは炭窒化物の析出によって硬化させるために場合によって用いることのできる元素である。しかし、公称ＮｂまたはＶまたはＴｉ含有率が０．５０％を超えるとき、過剰の炭窒化物析出が延性と引張り性の低下を招き、これは避けなければならない。
本発明による製造方法の実施方法は以下の通りである。上述の組成物を有する鋼は製錬される。この製錬の後、鋼は厚さ約２００ｍｍのインゴット形状、または連続的なスラブ形状に鋳造することができる。また、鋼は、厚さ数十ミリメートルの薄いスラブ形状、または反対方向に回転する鋼ロール間で薄片状に鋳造することもできる。無論、本説明は平坦な製品への本発明の応用を説明しているが、同様に、Ｆｅ−Ｃ−Ｍｎ鋼から作られた長尺製品の製造に用いることができる。
これらの鋳造された半完成製品は最初に１１００℃〜１３００℃の温度に加熱される。この目的は、全ての点が、圧延中に鋼の受ける大きな変形のために好適な温度範囲に達するようにするためである。しかし、あらゆるマンガンおよび／またはカーボン偏析ゾーン中に到達することができる固相線温度にあまりにも近くなるおそれがあり、熱間形成に悪影響を与えるであろう液体状態の局部的な開始を招くおそれがあるので、温度は１３００℃を超えてはならない。反対方向に回転するロール間で薄片を直接鋳造する場合、１３００℃〜１１００℃で始まるこれらの半完成製品の熱圧延段階は鋳造直後に行うことができるので、この場合中間の再加熱段階は不必要である。
半完成製品製造条件（鋳造、再加熱）はカーボンとマンガン偏析の可能性に直接影響を及ぼし、この点については後に詳述する。
半完成製品は、例えば、数ミリメートルの厚さの熱圧延片まで熱圧延される。本発明による鋼のアルミニウム含有率の低さはＡｌＮの過剰な析出を防止し、これは圧延中の熱変形性を付与する。延性に乏しいことによるあらゆる亀裂問題を回避するために圧延の終わりの温度は９００℃以上でなければならない。
本発明者らは、鋼の再結晶表面フラクションが１００％未満であるとき、得られたシートの延性特性は低下することを示した。したがって、熱圧延条件がオーステナイトの完全な再結晶化をもたらさない場合、本発明者らは、熱圧延段階の後に、再結晶化表面フラクションが１００％であるように保持時間を持つべきであることを教示した。このようにして、圧延後のこの高温等熱の均熱（ｓｏａｋ）段階は完全な再結晶化をもたらす。
また、熱圧延シートについて、機械的特性の劣化、特に延性の低下および降伏点強度の増加を招くであろう炭化物（本質的にセメンタイト（Ｆｅ、Ｍｎ）３Ｃおよびパーライト）の析出を防止するのが必要であることも教示された。この目的のために、本発明者らは圧延段階の後（または場合によって再結晶化に必要な保持時間後）の２０℃／ｓ以上の冷却速度がこの析出を完全に防止することを発見した。この冷却段階の後、巻き取り作業が続く。また、巻き取り温度は、やはり析出を避けるために４００℃を下回るべきであることが教示された。
本発明による鋼の組成物について、本発明者らは、平均オーステナイト結晶粒サイズが１０ミクロン以下であるとき、特に高い強度と破断時の伸び特性が得られたことを教示した。これらの条件下で、このようにして得られた熱圧延シートの抗張力は１２００ＭＰａより大きく、積Ｐ（強度×破断時の伸び）は６５０００ＭＰａ％よりも大きい。
熱圧延シートには、１４００ＭＰａ以上のレベルのさらに高い強度特性を獲得するのが望ましい用途がある。本発明者らは、そのような特性が上述の熱圧延鋼シートを少なくとも１３％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を行うことによって得られたことを示した。したがって、この冷間変形は、巻き取り、巻き出し、および通常酸洗浄の後に冷却されたシート上に与えられる。比較的小さな比率のこの変形は、後続の加工に影響を与えることなく、異方性の低い製品の製造をもたらす。したがって、加工は冷間変形ステップを含むが、薄いシートを製造するために、冷間変形比率がアニール前の冷間圧延中に生成された通常の比率に比べて非常に小さいかぎり、および、このようにして製造されたシートの厚さが熱圧延シートの通常の厚さ範囲であるかぎり、製造されたシートは「熱圧延シート」と称することができる。しかし、等積冷間変形比率が１７％よりも大きいとき、伸びの低下によって、パラメータＰ（強度Ｒｍ×破断時の伸びＡ）が５００００ＭＰａ％に到達できなくなる。本発明の条件下では、その非常に高い強度にかかわらずこのようにして得られたシートの積Ｐが５００００ＭＰａ％またはそれ以上であるので、シートは良好な伸び性を保つ。
また、冷間圧延およびアニールされたシートの場合、本発明者らは、所望の特性を達成するためにはアニールの後、構造が完全に再結晶化されるべきであることを教示した。同時に、平均結晶粒サイズが５ミクロン未満のとき、強度は１２００ＭＰａを超え、積Ｐは６５０００ＭＰａ％より大きい。アニールの後に得られた平均結晶粒サイズが３ミクロン未満のとき、強度は１２５０ＭＰａを超え、積Ｐはやはり６５０００ＭＰａ％よりも大きい。
また、本発明者らは、上述の方法による熱圧延シートを供給し、次いで、各サイクルが以下のステップからなるサイクル、
１回以上冷間圧延を通すステップ、
再結晶化アニールステップ（再結晶アニールを行った最終冷間圧延サイクル前の平均オーステナイト結晶粒サイズは、１５ミクロン未満である。）、を少なくとも１回行うことによって、強度が１２５０ＭＰａを超え、積Ｐが６００００ＭＰａ％よりも大きい冷間圧延およびアニールされた鋼シートを製造する方法を発見した。
１回以上冷間圧延を通すステップ、
再結晶化アニールステップ（再結晶アニールを行った最終冷間圧延サイクル前の平均オーステナイト結晶粒サイズは、１５ミクロン未満である。）、を少なくとも１回行うことによって、強度が１２５０ＭＰａを超え、積Ｐが６００００ＭＰａ％よりも大きい冷間圧延およびアニールされた鋼シートを製造する方法を発見した。
さらに高い強度、１４００ＭＰａを超える強度を有する冷間圧延シートを得ることが望ましい。本発明者らは、そのような特性が、上述の本発明による特性を有する冷間圧延シートを提供することによって、または上述の本発明による方法を用いて得られる冷間圧延シートを提供することによって達成できることを教示した。本発明者らは、そのようなシートに、少なくとも６％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を行うことによって、１４００ＭＰａより大きな強度と、５００００ＭＰａ％より大きな積Ｐを得ることが可能であることを発見した。等積冷間変形比率が１７％より大きいとき、伸びの低下によってパラメータＰは５００００ＭＰａ％に到達できなくなる。
ここで、本発明の内容に関してカーボンとマンガンの果たす特に重要な役割を詳細に説明する。これを行うために、図１を参照すれば、カーボン−マンガン（残りは鉄）のプロットにおいて、計算された積層欠陥の等エネルギー曲線が示され、その値は５ｍＪ／ｍ２〜３０ｍＪ／ｍ２の範囲である。所与の変形温度および所与の結晶粒サイズについて、同じＳＦＥを有するＦｅ−Ｃ−Ｍｎ合金の全てについて変形モードは理論的に同一である。また、マルテンサイト開始領域がこのプロットに示される。
本発明者らは、機械的挙動を理解するために、合金の公称化学組成物、例えば、カーボンとマンガンの公称または平均含有率だけでなく、その局部的含有率を考慮する必要があることを教示した。
これは、鋼の生産中に、固化によっていくつかの元素が多少とも偏析するためであることが知られている。これは固相内の元素の溶解性が液相内のそれと異なることから起きる。したがって、溶質含有率が公称組成物を下回る固体核がしばしば発生し、固化の最終相は溶質に富む液相残部を含む。この主要な固化構造は様々なモルホロジー（例えば、樹枝状または等軸状モルホロジー）を呈することができ、多かれ少なかれ出現する。これらの特性が圧延と後続の熱処理によって修正されても、局部的な元素含有率の分析は、この元素の平均または公称含有率に等しい値の近傍で変動することを示す。
用語「局部的な含有率」は、本明細書において、電子プローブ等のデバイスによって測定された含有率を意味する。そのようなデバイスによる線形または表面走査によって、局部的な含有率の変動を求めることが可能になる。
したがって、公称組成物が、Ｃ＝０．２３％、Ｍｎ＝２４％、Ｓｉ＝０．２０３％、Ｎ＝０．００１％であるＦｅ−Ｃ−Ｍｎ合金の局部含有率の変動を測定した。本発明者らは、局部的にカーボン富裕な（またはカーボンに乏しい）ゾーンがマンガン富裕（またはマンガンに乏しい）ゾーンにも一致する、カーボンとマンガンの共偏析を示した。図１には、局部的なカーボン濃度（ＣＬ）および局部的なマンガン濃度（ＭｎＬ）を有する各測定点がプロットされ、組み合わせは、公称含有率（Ｃ＝０．２３％／Ｍｎ＝２４％）を中心として、鋼シート中の局部的なカーボンとマンガンの変動を表す線分を形成する。この場合、積層欠陥エネルギーの値がＣとＭｎに乏しいゾーンの７ｍＪ／ｍ２から最も富裕なゾーンの２０ｍＪ／ｍ２の範囲になるので、局部的なカーボンとマンガン含有率の変動は、積層欠陥エネルギーの変動によって明らかにされることが判る。さらに、ＳＦＥが約１５ｍＪ／ｍ２〜３０ｍＪ／ｍ２であるとき、室温での優先的な変形モードとして双晶化が起きることが知られている。上の場合に、この変形の優先モードは鋼シート全体に絶対的に存在しなくてもよく、或る特定のゾーンは、公称組成物の鋼シートに予測されるものとは異なる機械的挙動、特に、或る結晶粒内の双晶化によるより低い変形性を示す。さらに一般に、非常に特別な条件下、例えば、変形または応力温度、結晶粒サイズに応じて、局部的なカーボンおよびマンガン含有量は、変形により生じたマルテンサイト転移を局部的にもたらす点まで低下するであろうと考えられる。
本発明者らは、非常に高い機械的特性と、同時に鋼シート内にこれらの特性の高い均一性を得るための特別な条件を探求した。上述のように、本発明の他の特性に結びついて、カーボン含有率（０．８５％〜１．０５％）とマンガン含有率（１６％〜１９％）の組み合わせは、１２００ＭＰａを超える強度値と、６００００または６５０００ＭＰａ％を超える積Ｐ（強度×破断時伸び）をもたらす。図１において、これらの鋼組成物はＳＦＥが約１９ｍＪ／ｍ２〜２４ｍＪ／ｍ２の範囲、すなわち、双結晶化による変形に好ましい領域にあることが見えるであろう。しかし、本発明者らは、局部的なカーボンまたはマンガン含有率の変動が前の例で述べたよりもはるかに少ない影響を与えることも示した。これは、同一の製造条件下の様々なＦｅ−Ｃ−Ｍｎオーステナイト鋼組成物で行った局部的含有率（ＣＬ、ＭｎＬ）の変動の測定が、図１に示したものと非常に近いカーボンとマンガンの共偏析を示したことによる。これらの条件下で、この共偏析を表す部分が等ＳＦＥ曲線にほぼ平行な方向に沿って存在するので、局部的含有率（ＣＬ、ＭｎＬ）の変動は機械的挙動に僅かな影響しか与えない。
さらに、本発明者らは、変形作業またはシートの使用中のマルテンサイトの形成は、部品の機械的特性が異質になる危険性があるため、絶対に回避すべきであることを教示した。本発明者らは、シートのあらゆる点で、シートの局部的なカーボンとマンガンの含有率が、％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６であるとき、この条件が満たされることを求めた。したがって、本発明によって画定され、局部的なカーボンとマンガンの含有率によって画定される公称化学組成物の特徴のおかげで、非常に高い機械的特性だけでなく、これらの特性の分散が非常に低いオーステナイト鋼シートが得られる。
当業者であれば、局部的な含有率に関する関係を満足するために、その一般的な知識を通して、特に、拡散によってカーボンとマンガンの均一化が得られる鋳造条件（鋳造温度、液体金属の電磁気攪拌）または再加熱条件によって製造条件を適合させるであろう。
特に、これらの方法は一般に局部的な組成物の異質性を低減するので、半完成製品を薄いスラブ状（数センチメートルの厚さ）または薄片状に鋳造する方法を実施するのが有利であろう。
非制限的な実施例として、以下の結果は本発明によって与えられる有利な特徴を示す。
実施例
以下の公称組成物を有する鋼（重量％で表した含有率）を製錬した。
以下の公称組成物を有する鋼（重量％で表した含有率）を製錬した。
鋳造の後、本発明による鋼Ｉの半完成製品を１１８０℃の温度まで再加熱し、９００℃を超える温度まで熱圧延して３ｍｍの厚さを得た。完全な再結晶化のため圧延後に２ｓの保持時間を加え、次いで、製品を２０℃／ｓよりも速い速度で冷却し、室温で巻き取った。
参照鋼を１１５０℃を超える温度まで再加熱し、圧延の終わりの温度が９４０℃を超えるまで圧延し、次いで、４５０℃を下回る温度で巻き取った。
再結晶化表面フラクションは全ての鋼で１００％であり、炭化物の析出は０％であり、平均結晶粒サイズは９ミクロン〜１０ミクロンであった。
熱圧延シートの引張り特性は以下の通りであった。
参照鋼Ｒ１と比較すると、機械的特性は既に高く、本発明による鋼は、約２００ＭＰａの強度増加と、非常に類似の伸びを得ることが可能であった。
変形中の構造的および機械的均一性を評価するために、引張りカップを作成し、それについて微小構造をＸ線回折によって試験した。参照鋼Ｒ２の場合、変形比率が１７％を超えるときは常にマルテンサイトの出現が観察され、引張り作業全体は破壊を招いた。分析によって、％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６の特徴はいかなる点でも満足されなかった（図１）。
本発明による鋼の場合、マルテンサイトの痕跡は見出すことができず、類似の分析は、％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６の特性があらゆる点で満足されたことを示し、それによって、マルテンサイトの出現が阻止された。
次いで、本発明による鋼シートを１４％の等積変形の圧延によって僅かに冷間変形を行った。次いで、製品の強度は１４２０ＭＰａであり、その破断時の伸びは４２％、すなわち、積Ｐ＝５９６４０ＭＰａ％であった。例外的に高い機械的特性を有するこの製品は、その塑性の保持とその低い異方性のため、後続の変形に対して大きな可能性を提供する。
さらに、冷却、巻き出し、および酸洗浄ステップの後、本発明による鋼および鋼Ｒ１の熱圧延シートをアニールの前に冷間圧延して完全な再結晶化構造を得た。平均オーステナイト結晶粒サイズ、強度、および破断時伸びは次の表に示される。
本発明によって製造された鋼シートは、平均結晶粒サイズが４ミクロンであり、したがって、特に有利な強度／伸びの組み合わせを与え、参照鋼に比べて強度が大きく増加する。熱圧延シート製品の場合のように、これらの特性は製品中に非常に高い均一性で得られ、変形の後マルテンサイトの痕跡は存在しない。
本発明による冷間圧延およびアニールされた厚さ１．６ｍｍのシートで行った直径７５ｍｍの半球状パンチを用いる等方二軸膨張試験は、３３ｍｍの引張り限界深さを与え、優れた変形性を示した。この同じシートで行った曲げ試験も、亀裂が現れる前の限界変形が５０％を超えたことを示した。
本発明により製造された鋼シートに等積変形比率８％の圧延によって冷間変形を行った。製品の強度は１４２０ＭＰａであり、その破断時伸びは４８％、すなわち積Ｐ＝６８１６０ＭＰａ％であった。
したがって、その特に高い機械的特性、その非常に均一な機械的挙動、およびその微小構造の安定性によって、本発明による熱圧延または冷間圧延鋼は、高い変形性と非常に高い強度を達成することが望まれる用途に有利に用いられるであろう。それらが自動車産業に用いられるとき、その利点は構造部品、補強要素、または外部部品の製造にさえ有益に用いられるであろう。
Claims (17)
- 強度が、１２００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が６５０００ＭＰａ％を超え、公称化学組成物が、含有率を重量で表して、
０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、
１６％≦Ｍｎ≦１９％、
Ｓｉ≦２％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０５０％、
Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、
Ｃｒ≦１％、
Ｍｏ≦１．５０％、
Ｎｉ≦１％、
Ｃｕ≦５％、
Ｔｉ≦０．５０％、
Ｎｂ≦０．５０％、
Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素とを含み、
組成物の残りが鉄および製錬から由来する不可避的な不純物からなり、前記鋼の再結晶化表面フラクションが１００％であり、前記鋼の析出した炭化物の表面フラクションが０％であり、鋼の平均結晶粒サイズが１０ミクロンまたはそれ未満である、熱圧延されたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シート。 - 強度が、１２００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が６５０００ＭＰａ％を超え、公称化学組成物が、含有率を重量で表して、
０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、
１６％≦Ｍｎ≦１９％、
Ｓｉ≦２％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０５０％、
Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、
Ｃｒ≦１％、
Ｍｏ≦１．５０％、
Ｎｉ≦１％、
Ｃｕ≦５％、
Ｔｉ≦０．５０％、
Ｎｂ≦０．５０％、
Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素とを含み、
組成物の残りが鉄および製錬から由来する不可避的な不純物からなり、鋼の再結晶化表面フラクションが１００％であり、前記鋼の平均結晶粒サイズが５ミクロン未満である、冷間圧延およびアニールされたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シート。 - 強度が、１２５０ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が６５０００ＭＰａ％を超える請求項２に記載の冷間圧延およびアニールされたオーステナイト鋼シートであって、前記鋼の平均結晶粒サイズが３ミクロン未満であることを特徴とする、鋼シート。
- 前記鋼の任意の点の局部的なカーボン含有率ＣＬおよび局部的なマンガン含有率ＭｎＬが、重量で表して、％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６であることを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載のオーステナイト鋼シート。
- 前記鋼の公称ケイ素含有率が、０．６％またはそれ未満であることを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼シート。
- 前記鋼の公称窒素含有率が、０．０５０％またはそれ未満であることを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼シート。
- 前記鋼の公称アルミニウム含有率が、０．０３０％またはそれ未満であることを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼シート。
- 前記鋼の公称リン含有率が、０．０４０％またはそれ未満であることを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼シート。
- 強度が、１２００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が６５０００ＭＰａ％を超え、方法において鋼が製錬され、公称組成物が、含有率を重量で表して、
０．８５％≦Ｃ≦１．０５％、
１６％≦Ｍｎ≦１９％、
Ｓｉ≦２％、
Ａｌ≦０．０５０％、
Ｓ≦０．０３０％、
Ｐ≦０．０５０％、
Ｎ≦０．１％と、任意選択的に、
Ｃｒ≦１％、
Ｍｏ≦１．５０％、
Ｎｉ≦１％、
Ｃｕ≦５％、
Ｔｉ≦０．５０％、
Ｎｂ≦０．５０％、
Ｖ≦０．５０％から選択された１種以上の元素とを含み、
組成物の残りが鉄および製錬から由来する不可避的な不純物からなり、
半完成製品がこの鋼から鋳造され、
前記鋼の組成物の前記半完成製品が１１００℃〜１３００℃の温度で加熱され、
前記半完成製品が圧延の終わりの温度が９００℃以上まで圧延され、
必要であれば、鋼の再結晶化表面フラクションが１００％であるように保持時間を維持し、
前記シートが２０℃／ｓ以上の速度で冷却され、
前記シートが４００℃以下の温度で巻き取られる、熱圧延オーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法。 - 強度が、１４００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が５００００ＭＰａ％を超える請求項９に記載の熱圧延オーステナイト鋼シートの製造方法であって、熱圧延され、巻き取り後に冷却され、巻き出された前記シートが、少なくとも１３％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を受けることを特徴とする、製造方法。
- 強度が、１２５０ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が６００００ＭＰａ％を超える冷間圧延されアニールされたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であって、
請求項９に記載の方法によって得られた熱圧延シートを提供すること、
各サイクルが、前記シートを１回以上連続的に通過させて冷間圧延することと、再結晶化アニール処理を行うことからなるサイクルを少なくとも１回行い、
再結晶アニールを行った最終冷間圧延サイクル前の平均オーステナイト結晶粒サイズが１５ミクロン未満であることを特徴とする、製造方法。 - 強度が、１４００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が５００００ＭＰａ％を超え請求項１１に記載の冷間圧延されたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であって、シートが、最終再結晶化アニール処理の後、少なくとも６％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を受けることを特徴とする、製造方法。
- 強度が、１４００ＭＰａを超え、積Ｐ（強度（ＭＰａ）×破断時伸び（％））が５００００ＭＰａ％を超える冷間圧延されたオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法であって、請求項２から８のいずれか一項に記載の冷間圧延されアニールされたシートが提供され、前記シートが、少なくとも６％であるが最大１７％の等積変形比率で冷間変形を受けることを特徴とする、製造方法。
- 前記半完成製品の鋳造温度、電磁気力による液体金属の攪拌等、前記半完成製品が鋳造されまたは再加熱される条件と、拡散によってカーボンとマンガンの含有率の均一化に導く再加熱条件が、前記シートの任意の点の局部的なカーボン含有量ＣＬと局部的なマンガン含有量ＭｎＬが重量で表して％ＭｎＬ＋９．７％ＣＬ≧２１．６６であるように選択されることを特徴とする、請求項９から１３のいずれか一項に記載のオーステナイト鋼シートの製造方法。
- 前記半完成製品がスラブ状に鋳造され、または反対方向に回転する回転鋼ロール間で薄片に鋳造されることを特徴とする、請求項９から１４のいずれか一項に記載のオーステナイト鋼シートの製造方法。
- 請求項１から８のいずれか一項に記載のオーステナイト鋼シートの使用、または自動車分野における構造部品、補強要素または外部部品の製造。
- 自動車分野における構造部品、補強要素または外部部品を製造するための請求項９から１５のいずれか一項に記載の方法によって製造されたオーステナイト鋼シートの使用。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR0412477 | 2004-11-24 | ||
| FR0412477A FR2878257B1 (fr) | 2004-11-24 | 2004-11-24 | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
| PCT/FR2005/002740 WO2006056670A2 (fr) | 2004-11-24 | 2005-11-04 | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011251070A Division JP2012072499A (ja) | 2004-11-24 | 2011-10-28 | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2008520830A true JP2008520830A (ja) | 2008-06-19 |
| JP5142101B2 JP5142101B2 (ja) | 2013-02-13 |
Family
ID=34978651
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007542029A Active JP5142101B2 (ja) | 2004-11-24 | 2005-11-04 | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 |
| JP2011251070A Withdrawn JP2012072499A (ja) | 2004-11-24 | 2011-10-28 | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011251070A Withdrawn JP2012072499A (ja) | 2004-11-24 | 2011-10-28 | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 |
Country Status (16)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US7794552B2 (ja) |
| EP (1) | EP1819461B1 (ja) |
| JP (2) | JP5142101B2 (ja) |
| KR (3) | KR20100084570A (ja) |
| CN (1) | CN101090982B (ja) |
| BR (1) | BRPI0517890B1 (ja) |
| CA (1) | CA2587858C (ja) |
| ES (1) | ES2791675T3 (ja) |
| FR (1) | FR2878257B1 (ja) |
| HU (1) | HUE050022T2 (ja) |
| MX (1) | MX2007006240A (ja) |
| PL (1) | PL1819461T3 (ja) |
| RU (1) | RU2366727C2 (ja) |
| UA (1) | UA90873C2 (ja) |
| WO (1) | WO2006056670A2 (ja) |
| ZA (1) | ZA200703890B (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009542920A (ja) * | 2006-07-11 | 2009-12-03 | アルセロールミタル・フランス | 優れた耐遅れ割れ性を有する鉄−炭素−マンガンオーステナイト系鋼板の製造方法、およびそのようにして製造された鋼板 |
| JP2010106313A (ja) * | 2008-10-30 | 2010-05-13 | Jfe Steel Corp | 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2012525500A (ja) * | 2009-04-28 | 2012-10-22 | ヒュンダイ スチール カンパニー | 高強度及び高軟性を有する高マンガン窒素含有鋼板及びその製造方法 |
| JP2014177662A (ja) * | 2013-03-13 | 2014-09-25 | Kobe Steel Ltd | 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法 |
| JP2014205908A (ja) * | 2013-03-21 | 2014-10-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼 |
| JP2014205907A (ja) * | 2013-03-21 | 2014-10-30 | 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 |
| JP2015507700A (ja) * | 2011-12-28 | 2015-03-12 | ポスコ | 被削性と延性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
| JP2015507699A (ja) * | 2011-12-28 | 2015-03-12 | ポスコ | 被削性及び溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
| JP2019504184A (ja) * | 2015-12-18 | 2019-02-14 | ポスコＰｏｓｃｏ | 靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材及びその製造方法 |
| JP2019520478A (ja) * | 2016-05-24 | 2019-07-18 | アルセロールミタル | 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 |
| JP2019520476A (ja) * | 2016-05-24 | 2019-07-18 | アルセロールミタル | 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 |
| US11486017B2 (en) | 2016-05-24 | 2022-11-01 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
Families Citing this family (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100742823B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법 |
| JPWO2009069762A1 (ja) * | 2007-11-30 | 2011-04-21 | 日本ピストンリング株式会社 | ピストンリング用鋼材およびピストンリング |
| DE102008005605A1 (de) * | 2008-01-22 | 2009-07-23 | Thyssenkrupp Steel Ag | Verfahren zum Beschichten eines 6 - 30 Gew. % Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht |
| DE102008056844A1 (de) * | 2008-11-12 | 2010-06-02 | Voestalpine Stahl Gmbh | Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben |
| KR101090822B1 (ko) * | 2009-04-14 | 2011-12-08 | 기아자동차주식회사 | 고강도 트윕 강판 및 그 제조방법 |
| US8182963B2 (en) * | 2009-07-10 | 2012-05-22 | GM Global Technology Operations LLC | Low-cost manganese-stabilized austenitic stainless steel alloys, bipolar plates comprising the alloys, and fuel cell systems comprising the bipolar plates |
| DE102009053260B4 (de) * | 2009-11-05 | 2011-09-01 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zum Beschichten von Stahlbändern und beschichtetes Stahlband |
| WO2012052626A1 (fr) * | 2010-10-21 | 2012-04-26 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. | Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile |
| IT1403129B1 (it) * | 2010-12-07 | 2013-10-04 | Ct Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di acciaio ad alto manganese con resistenza meccanica e formabilità elevate, ed acciaio così ottenibile. |
| DE102011000089A1 (de) | 2011-01-11 | 2012-07-12 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts |
| WO2013100614A1 (ko) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | 주식회사 포스코 | 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 |
| KR101449111B1 (ko) * | 2012-08-09 | 2014-10-08 | 주식회사 포스코 | 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법 |
| WO2014104706A1 (ko) * | 2012-12-26 | 2014-07-03 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
| US20140261918A1 (en) | 2013-03-15 | 2014-09-18 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Enhanced wear resistant steel and methods of making the same |
| CN103484777B (zh) * | 2013-08-29 | 2015-06-03 | 日月重工股份有限公司 | 奥氏体锰钢及其制备方法 |
| KR101543916B1 (ko) * | 2013-12-25 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법 |
| 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 |
| WO2017203313A1 (en) * | 2016-05-24 | 2017-11-30 | Arcelormittal | Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix |
| BR112018071629B1 (pt) | 2016-05-24 | 2022-12-27 | Arcelormittal | Método para produzir uma chapa de aço twip e chapa de aço twip |
| KR101940874B1 (ko) | 2016-12-22 | 2019-01-21 | 주식회사 포스코 | 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법 |
| KR101920973B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-11-21 | 주식회사 포스코 | 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
| KR101917473B1 (ko) * | 2016-12-23 | 2018-11-09 | 주식회사 포스코 | 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 |
| WO2018220412A1 (fr) | 2017-06-01 | 2018-12-06 | Arcelormittal | Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede |
| KR102020381B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| KR102020386B1 (ko) * | 2017-12-24 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 고 강도 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법 |
| CN109487047B (zh) * | 2018-12-21 | 2020-08-11 | 昆明理工大学 | 一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法 |
| CN112342352B (zh) * | 2020-10-22 | 2022-07-01 | 西安工程大学 | 一种耐腐蚀的高锰奥氏体钢板及其制备方法 |
| WO2023233186A1 (en) * | 2022-06-02 | 2023-12-07 | Arcelormittal | High manganese hot rolled steel and a method of production thereof |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58126956A (ja) * | 1982-01-22 | 1983-07-28 | Nippon Steel Corp | プレス加工性の優れた高強度薄鋼板 |
| JPH04259325A (ja) * | 1991-02-13 | 1992-09-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JP2001049348A (ja) * | 1999-07-07 | 2001-02-20 | Usinor | 鉄−炭素−マンガン合金からなるストリップを製造するための方法およびそれによって製造されたストリップ |
| JP2004515362A (ja) * | 2000-12-06 | 2004-05-27 | ティッセンクルップ シュタール アクチェンゲゼルシャフト | 高いマンガン含有量を有する鋼からの熱間ストリップの製造方法 |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US2378994A (en) * | 1942-07-22 | 1945-06-26 | Electro Metallurg Co | Cold rolled manganese steels |
| FR2068283A6 (en) * | 1970-09-30 | 1971-08-20 | Abex Corp | Austenitic manganese steel for welding steel joints |
| JPS6058781B2 (ja) * | 1982-02-12 | 1985-12-21 | 株式会社クボタ | 連続鋳造電磁撓拌ロ−ル用非磁性合金 |
| JP2533935B2 (ja) * | 1989-06-10 | 1996-09-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
| 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 |
| JPH04247851A (ja) * | 1991-01-22 | 1992-09-03 | Kobe Steel Ltd | 高Ｍｎオーステナイト鋼 |
| DE69226946T2 (de) * | 1991-12-30 | 1999-05-12 | Po Hang Iron & Steel | Austenitischer manganstahlblech mit hoher verformbarkeit, festichkeit und schweissbarkeit und verfahren |
| JP4247851B2 (ja) | 1999-01-12 | 2009-04-02 | 石川島運搬機械株式会社 | クライミングクレーンの使用方法 |
| JP4143218B2 (ja) | 1999-04-23 | 2008-09-03 | 株式会社日本触媒 | 薄膜式蒸発装置における重合防止方法および薄膜式蒸発装置 |
| FR2829775B1 (fr) * | 2001-09-20 | 2003-12-26 | Usinor | Procede de fabrication de tubes roules et soudes comportant une etape finale d'etirage ou d'hydroformage et tube soude ainsi obtenu |
| KR100742823B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법 |
| KR100851158B1 (ko) * | 2006-12-27 | 2008-08-08 | 주식회사 포스코 | 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법 |
-
2004
- 2004-11-24 FR FR0412477A patent/FR2878257B1/fr active Active
-
2005
- 2005-11-04 CN CN2005800426319A patent/CN101090982B/zh active Active
- 2005-11-04 CA CA2587858A patent/CA2587858C/fr active Active
- 2005-11-04 US US11/720,018 patent/US7794552B2/en active Active
- 2005-11-04 BR BRPI0517890-8A patent/BRPI0517890B1/pt active IP Right Grant
- 2005-11-04 KR KR1020107012508A patent/KR20100084570A/ko active Search and Examination
- 2005-11-04 WO PCT/FR2005/002740 patent/WO2006056670A2/fr active Application Filing
- 2005-11-04 HU HUE05814950A patent/HUE050022T2/hu unknown
- 2005-11-04 KR KR1020077014265A patent/KR20070091300A/ko active Search and Examination
- 2005-11-04 EP EP05814950.1A patent/EP1819461B1/fr active Active
- 2005-11-04 UA UAA200707030A patent/UA90873C2/ru unknown
- 2005-11-04 PL PL05814950T patent/PL1819461T3/pl unknown
- 2005-11-04 MX MX2007006240A patent/MX2007006240A/es active IP Right Grant
- 2005-11-04 JP JP2007542029A patent/JP5142101B2/ja active Active
- 2005-11-04 KR KR1020117031699A patent/KR101275895B1/ko active IP Right Grant
- 2005-11-04 ES ES05814950T patent/ES2791675T3/es active Active
- 2005-11-04 RU RU2007123594/02A patent/RU2366727C2/ru active
-
2007
- 2007-05-14 ZA ZA200700380A patent/ZA200703890B/xx unknown
-
2011
- 2011-10-28 JP JP2011251070A patent/JP2012072499A/ja not_active Withdrawn
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58126956A (ja) * | 1982-01-22 | 1983-07-28 | Nippon Steel Corp | プレス加工性の優れた高強度薄鋼板 |
| JPH04259325A (ja) * | 1991-02-13 | 1992-09-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JP2001049348A (ja) * | 1999-07-07 | 2001-02-20 | Usinor | 鉄−炭素−マンガン合金からなるストリップを製造するための方法およびそれによって製造されたストリップ |
| JP2004515362A (ja) * | 2000-12-06 | 2004-05-27 | ティッセンクルップ シュタール アクチェンゲゼルシャフト | 高いマンガン含有量を有する鋼からの熱間ストリップの製造方法 |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009542920A (ja) * | 2006-07-11 | 2009-12-03 | アルセロールミタル・フランス | 優れた耐遅れ割れ性を有する鉄−炭素−マンガンオーステナイト系鋼板の製造方法、およびそのようにして製造された鋼板 |
| US10131964B2 (en) | 2006-07-11 | 2018-11-20 | Arcelormittal France | Iron-carbon-manganese austenitic steel sheet |
| JP2010106313A (ja) * | 2008-10-30 | 2010-05-13 | Jfe Steel Corp | 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2012525500A (ja) * | 2009-04-28 | 2012-10-22 | ヒュンダイ スチール カンパニー | 高強度及び高軟性を有する高マンガン窒素含有鋼板及びその製造方法 |
| JP2015507700A (ja) * | 2011-12-28 | 2015-03-12 | ポスコ | 被削性と延性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
| JP2015507699A (ja) * | 2011-12-28 | 2015-03-12 | ポスコ | 被削性及び溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
| US9650703B2 (en) | 2011-12-28 | 2017-05-16 | Posco | Wear resistant austenitic steel having superior machinability and toughness in weld heat affected zones thereof and method for producing same |
| JP2014177662A (ja) * | 2013-03-13 | 2014-09-25 | Kobe Steel Ltd | 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法 |
| JP2014205907A (ja) * | 2013-03-21 | 2014-10-30 | 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 |
| JP2014205908A (ja) * | 2013-03-21 | 2014-10-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼 |
| JP2019504184A (ja) * | 2015-12-18 | 2019-02-14 | ポスコＰｏｓｃｏ | 靭性及び内部品質に優れた耐摩耗鋼材及びその製造方法 |
| JP2019520478A (ja) * | 2016-05-24 | 2019-07-18 | アルセロールミタル | 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 |
| JP2019520476A (ja) * | 2016-05-24 | 2019-07-18 | アルセロールミタル | 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 |
| JP7022703B2 (ja) | 2016-05-24 | 2022-02-18 | アルセロールミタル | 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 |
| US11486017B2 (en) | 2016-05-24 | 2022-11-01 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2878257B1 (fr) | 2007-01-12 |
| RU2366727C2 (ru) | 2009-09-10 |
| US20080035248A1 (en) | 2008-02-14 |
| CN101090982A (zh) | 2007-12-19 |
| EP1819461A2 (fr) | 2007-08-22 |
| US7794552B2 (en) | 2010-09-14 |
| WO2006056670A2 (fr) | 2006-06-01 |
| BRPI0517890B1 (pt) | 2014-12-23 |
| WO2006056670A3 (fr) | 2007-07-05 |
| EP1819461B1 (fr) | 2020-04-15 |
| HUE050022T2 (hu) | 2020-11-30 |
| PL1819461T3 (pl) | 2020-10-05 |
| CA2587858C (fr) | 2011-10-25 |
| KR101275895B1 (ko) | 2013-06-17 |
| RU2007123594A (ru) | 2008-12-27 |
| CN101090982B (zh) | 2010-09-08 |
| CA2587858A1 (fr) | 2006-06-01 |
| KR20100084570A (ko) | 2010-07-26 |
| MX2007006240A (es) | 2007-10-08 |
| KR20070091300A (ko) | 2007-09-10 |
| JP5142101B2 (ja) | 2013-02-13 |
| ZA200703890B (en) | 2008-05-28 |
| ES2791675T3 (es) | 2020-11-05 |
| FR2878257A1 (fr) | 2006-05-26 |
| BRPI0517890A (pt) | 2008-10-21 |
| JP2012072499A (ja) | 2012-04-12 |
| UA90873C2 (ru) | 2010-06-10 |
| KR20120014070A (ko) | 2012-02-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5142101B2 (ja) | 非常に高い強度と伸び特性および優れた均質性を有するオーステナイト系鉄／カーボン／マンガン鋼シートの製造方法 | |
| JP5393459B2 (ja) | 衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板 | |
| KR101222724B1 (ko) | 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조방법에 의해 제조된 시트 | |
| KR101424859B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR101485237B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| HUE035199T2 (en) | Process for the manufacture of high strength and high toughness austenitic iron-carbon-manganese steel sheets suitable for cold forming, and plates produced in this way | |
| WO2013103125A1 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4085826B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002241838A (ja) | 二相ステンレス鋼管の製造方法 | |
| JP2011149066A (ja) | 冷延鋼板および熱延鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| CN112673122A (zh) | 屈强比优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法 | |
| CN110832095B (zh) | 热轧钢板及其制造方法 | |
| JP2004043856A (ja) | 低降伏比型鋼管 | |
| JP2021531405A (ja) | 耐衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| EP4182488A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP5080215B2 (ja) | 等方性と伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP6683291B2 (ja) | 鋼板及び鋼板の製造方法 | |
| JP2023547090A (ja) | 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2004137554A (ja) | 加工性に優れた鋼板及びその製造方法 | |
| KR20220095240A (ko) | 열처리 냉간압연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP3945373B2 (ja) | 微細粒組織を有する疲労特性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| KR20200135532A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| KR20240090672A (ko) | 냉연 열처리 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2002105593A (ja) | 低サイクル疲労強度に優れる高延性熱延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20101102 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20110127 |
|
| A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20110203 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110428 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20110628 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20111028 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20111028 |
|
| A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20120124 |
|
| A912 | Re-examination (zenchi) completed and case transferred to appeal board |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A912 Effective date: 20120224 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20120612 |
|
| A602 | Written permission of extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A602 Effective date: 20120615 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20121112 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121112 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151130 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5142101 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |