JP2021507107A - 曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
[関係式1]
T=[C]+{[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])}
(ここで、C、Mn、Cr、Moは各元素の重量含有量を意味する。)
炭素(C)は、鋼を強化させるのに最も経済的且つ効果的な元素である。かかるCの含有量が増加するほど、マルテンサイト又はベイナイト相の分率が増加して引張強度が向上する。
上記Cの含有量が0.05%未満の場合には、鋼の強化効果を十分に得ることが難しい。これに対し、その含有量が0.15%を超えると、熱処理中に粗大な炭化物及び析出物が過度に形成され、成形性及び低温域耐衝撃性が低下し、溶接性が劣化するおそれがある。
したがって、本発明では、上記Cの含有量を0.05〜0.15%に制御することが好ましい。より好ましくは、0.07〜0.13%に制御することが有利である。
シリコン(Si)は、溶鋼を脱酸させ、固溶強化効果により強度を向上させる役割を果たす。また、粗大な炭化物の形成を遅延させて鋼板の成形性及び耐衝撃性を向上させるのに有利である。
かかるSiの含有量が0.01%未満の場合には、炭化物の形成を遅延させる効果が少なく、成形性及び耐衝撃性の向上が不十分である。これに対し、その含有量が0.5%を超えると、熱間圧延時の鋼板表面にSiによる赤スケールが形成されて、鋼板表面の品質が非常に悪くなるだけでなく、溶接性も低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Siの含有量を0.01〜0.5%に制御することが好ましい。より好ましくは、0.05〜0.4%に制御するとよい。
マンガン(Mn)は、上記Siと同様に、鋼を固溶強化させるのに効果的な元素である。また、鋼の硬化能を増加させて、熱処理後の冷却中にマルテンサイト相及びベイナイト相の形成を容易にする。
上述した効果を十分に得るために、Mnを0.8%以上含有することが好ましい。但し、その含有量が1.5%を超えると、連続鋳造工程におけるスラブ鋳造時に厚さ中心部において偏析部が大きく発達し、熱処理後の冷却時には厚さ方向に不均一な組織が生成されて低温域耐衝撃性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Mnの含有量を0.8〜1.5%に制御することが好ましい。より有利には、1.0〜1.5%に制御することが好ましい。
アルミニウム(Al)は、主に脱酸のために添加する成分である。その含有量が0.01%未満の場合には、脱酸効果を十分に得ることができない。これに対し、その含有量が0.1%を超えると、窒素と結合してAlN析出物を形成することにより、連続鋳造時のスラブにコーナークラックが発生しやすくなり、介在物の形成による欠陥も発生しやすくなる。
したがって、本発明では、上記Alの含有量を0.01〜0.1%に制御することが好ましい。
クロム(Cr)は、鋼を固溶強化させ、冷却時のフェライト相変態を遅延させてマルテンサイト相及びベイナイト相の形成を助ける役割を果たす。
上述した効果を十分に得るために、Crを0.3%以上添加する必要があるが、その含有量が1.2%を超えると、Mnと同様に、厚さ中心部において偏析部が大きく発達し、厚さ方向に不均一な組織が生成されて低温域耐衝撃性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Crの含有量を0.3〜1.2%に制御することが好ましい。より好ましくは、0.5〜1.0%に制御することが有利である。
モリブデン(Mo)は、鋼の硬化能を増加させてマルテンサイト相及びベイナイト相の形成を容易にする。
かかるMoの含有量が0.001%未満の場合には、上述した効果を十分に得ることができず、0.5%を超えると、熱間圧延直後の巻取中に形成された析出物が熱処理中に粗大に成長し、低温域耐衝撃性が劣化するという問題がある。また、高価な元素であるため、その含有量が多すぎる場合には、経済的に不利であり、溶接性にも不利である。
したがって、本発明では、上記Moの含有量を0.001〜0.5%に制御することが好ましく、より有利には、0.01〜0.3%に制御することが好ましい。
リン(P)は、固溶強化効果が高い一方で、粒界偏析による脆性を起こし、耐衝撃性を劣化させるおそれがある。
これを考慮して、上記Pの含有量を0.01%以下に制御することが好ましい。但し、上記Pの含有量を0.001%未満に制御するためには、製造コストが多くかかり、経済的に不利である。
したがって、本発明では、上記Pの含有量を0.001〜0.01%に制御することが好ましい。
硫黄(S)は、鋼中に存在する不純物であって、その含有量が0.01%を超えると、Mnなどと結合して非金属介在物を形成する。その結果、鋼の切断加工時に、微細な亀裂が発生しやすく、耐衝撃性を大幅に落とすという問題がある。
かかるSの含有量を0.001%未満に製造するためには、製鋼操業時の時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、Sの含有量を0.001〜0.01%に制御することが好ましい。
窒素(N)は、固溶強化元素であり、Ti又はAlなどと結合して粗大な析出物を形成する。上記Nの固溶強化効果は、炭素よりも優れているが、鋼中Nの量が増加するほど靭性が大きく低下するという問題がある。
これを考慮して、Nの含有量を0.01%以下に制御することが好ましい。但し、上記Nの含有量を0.001%未満に制御するためには、製鋼操業時の時間が多くかかり、生産性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Nの含有量を0.001〜0.01%に制御することが好ましい。
ニオブ(Nb)は、Ti、Vとともに、代表的な析出強化元素である。具体的には、熱間圧延中に炭化物、窒化物又は炭窒化物の形で析出することにより、再結晶遅延による結晶粒微細化の効果を発揮して、鋼の強度及び衝撃靭性を効果的に向上させる。
上述した効果を十分に得るために、Nbを0.001%以上添加することが好ましいが、その含有量が0.06%を超えると、熱処理中に粗大な複合析出物として成長し、低温域耐衝撃性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Nbの含有量を0.001〜0.06%に制御することが好ましい。
チタン(Ti)は、Nb、Vとともに、代表的な析出強化元素である。特に、上記Tiは、Nとの強い親和力により、鋼中TiNを形成する。TiN析出物は、熱間圧延のための加熱過程中に結晶粒が成長することを抑制するという効果がある。また、TiNの形成により固溶Nが安定して、硬化能を向上させるために添加するBをBNとして消耗しないようにすることで、Bの活用を有利にする。一方、Nと反応して残ったTiは、Cと結合してTiC析出物を形成することにより鋼の強度向上を図る。
上述した効果を十分に得るためには、Tiを0.005%以上添加することが好ましいが、その含有量が0.03%を超えると、粗大なTiNが形成され、熱処理中における析出物の粗大化が原因となって低温域耐衝撃性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Tiの含有量を0.005〜0.03%に制御することが好ましい。
バナジウム(V)は、Nb、Tiとともに、代表的な析出強化元素である。上記Vは、巻取後に析出物を形成して鋼の強度を向上させるのに効果的である。
上述した効果を得るために、Vを0.001%以上添加することが好ましい。但し、0.2%を超えると、粗大な複合析出物の形成により、低温域耐衝撃性が劣化し、経済的にも不利である。
したがって、本発明では、上記Vの含有量を0.001〜0.2%に制御することが好ましい。
ボロン(B)は、鋼中に固溶状態で存在する場合には、硬化能を向上させるという効果があり、結晶粒界を安定化させて低温域における鋼の脆性を改善させるという効果がある。
上述した効果を十分に得るためには、Bを0.0003%以上添加することが好ましい。但し、その含有量が0.003%を超えると、熱延中に再結晶挙動を遅延させながら、硬化能が過度に増加して成形性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Bの含有量を0.0003〜0.003%に制御することが好ましい。
[関係式1]
T=[C]+{[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])}
(ここで、C、Mn、Cr、Moは各元素の重量含有量を意味する。)
本発明では、熱間圧延を行う前に、鋼スラブを再加熱して均質化処理する工程を行うことが好ましい。この際、1200〜1350℃で再加熱工程を行うことが好ましい。
再加熱温度が1200℃未満の場合には析出物が十分に再固溶されず、粗大な析出物及びTiNが残存するという問題がある。これに対し、その温度が1350℃を超えると、オーステナイト結晶粒の異常粒成長によって強度が低下するため好ましくない。
上記再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造することが好ましい。この際、850〜1150℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延を行うことが好ましい。
上記仕上げ熱間圧延時における温度が850℃未満の場合には、再結晶遅延が過度になって延伸された結晶粒が発達し、異方性が激しくなって成形性が低下するという問題がある。これに対し、その温度が1150℃を超えると、鋼板の温度が高くなり、結晶粒サイズが粗大化して、熱延鋼板の表面品質が劣化するという問題がある。
上記によって製造された熱延鋼板を500〜700℃の温度範囲まで10〜70℃/sの冷却速度で冷却した後、その温度で巻取ることが好ましい。
この際、冷却終了温度(巻取温度)が500℃未満の場合には、ベイナイト相及びマルテンサイト相が局部的に形成されて圧延板の材質が不均一になり、形状が悪くなるという問題がある。これに対し、その温度が700℃を超えると、粗大なフェライト相が発達し、鋼中硬化能元素の含有量が高い場合には、MA(martensite/austenite constituent)組織が形成されて微細組織が不均一になるという問題がある。
一方、上述した温度範囲で冷却時に、冷却速度が10℃/s未満の場合には、目標温度までの冷却時間が過度になって生産性が低下するという問題がある。これに対し、70℃/sを超えると、ベイナイト相及びマルテンサイト相が局部的に形成されて材質が不均一になり、形状も劣化するという問題がある。
「第1熱処理工程」
上記した方法によって巻取られたコイルが常温まで冷却される前に、350〜500℃の温度範囲で補熱又は加熱する第1熱処理工程を行うことが好ましい。この際、関係式2を満たすように制御することが好ましい。
上記第1熱処理工程は、熱延鋼板の表層部を脱炭するための工程であって、この工程を経ることにより表層部における約100μm深さの領域は、炭素含有量が鋼板厚さのt/4領域の炭素含有量に比べて0.3〜0.8倍に減少するようになる。この際、脱炭層の深さは、温度、維持時間、合金成分によって変化し、特に炭素の拡散はMn、Cr、Mo、Siなどの鋼中炭素の活動度及び炭化物の形成に影響を与える合金成分に依存するようになる。
[関係式2]
R1=Exp(−Q1/([T1]+273))×(25[t’]0.2)
(ここで、Q1=450+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])−(52[Si])、T1はコイルの外巻部温度(℃)、t’は維持時間(sec)である。)
上記第1熱処理を行った後、常温まで0.001〜10℃/sの冷却速度で冷却する第1冷却工程を経ることが好ましい。
上記第1冷却は、自然空冷又は強制冷却で行うことができ、冷却速度に応じた微細組織の変化及び表層部脱炭層の変化はないが、生産性を考慮して0.001〜10℃/sで冷却することが好ましい。
次に、上記第1冷却が完了したコイルを850〜1000℃の温度範囲で再加熱する第2熱処理段階を経ることが好ましい。
上記第2熱処理工程は、熱延鋼板の微細組織をオーステナイトに相変態させてから冷却することで、基地組織としてマルテンサイト相を形成させるための工程である。したがって、上記第2熱処理工程は、第1冷却が完了したコイルをせん断した後、850〜1000℃の温度範囲で再加熱することが好ましい。
上記再加熱温度が850℃未満の場合には、オーステナイトに変態せずに残留したフェライト相が存在して最終製品の強度が劣化する。これに対し、1000℃を超えると、過度に粗大なオーステナイト相が形成されて、鋼の低温域耐衝撃性が劣化するという問題がある。
[関係式3]
R2=Exp(−Q2/([T2]+273))×(108[t’’]0.13)
(ここで、Q2=860+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])−(52[Si])、T2は板材の表面温度(℃)であり、t’’は維持時間(sec)である。)
上記第2熱処理を行った後、10〜100℃/sの冷却速度で0〜100℃まで冷却する第2冷却工程を経ることが好ましい。
上記第2熱処理後の冷却時における冷却終了温度を100℃以下に制御することにより、熱延鋼板の中心部領域(好ましくは、厚さ方向にt/4〜t/2の領域)にマルテンサイト相が面積分率80%以上形成されることができる。したがって、冷却終了温度を、好ましくは0〜100℃、より好ましくは、常温〜100℃に制御することが好ましい。ここで、常温は15〜35℃を意味することができる。
続いて、上記第2冷却が完了した板材を100〜500℃の温度範囲で再加熱する第3熱処理段階を経ることが好ましい。
上記第3熱処理段階は焼戻し熱処理段階であって、この過程で、鋼中の固溶炭素が転位に固着されてマルテンサイト相が焼戻しマルテンサイト相に変態することにより、目標とする強度レベルを確保することが可能である。
特に、表層部内に形成されたベイナイト相及びマルテンサイト相がそれぞれ焼戻しベイナイト及び焼戻しマルテンサイト相に形成されて、曲げ特性が向上するという効果を得ることができる。
上記第3熱処理を行った後、0.001〜100℃/sの冷却速度で0〜100℃まで冷却する第3冷却工程を経ることが好ましい。
上記した方法によって焼戻し熱処理を行った後、焼戻し脆性を抑制するために、100℃以下に冷却することが好ましい。この際、冷却速度が0.001℃/s未満の場合には、鋼の耐衝撃性が劣化する可能性がある。これに対し、100℃/sを超えると、焼戻し脆性を十分に抑制できないおそれがある。より好ましくは、0.01〜50℃/sの冷却速度で行うことができる。
下記表1に示した合金組成を有する鋼スラブを製造した後、これを1250℃で再加熱し、下記表2に示した条件で仕上げ圧延して約5mmの熱延鋼板を製造した。次に、これを30℃/sの冷却速度で巻取温度まで冷却してから巻取りすることで熱延コイルを製造した。
ここで、巻き取られたコイルの外巻部温度は、上記コイルの最も外側で測定した温度を意味する。
Claims (10)
- 重量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.8〜1.5%、Al:0.01〜0.1%、Cr:0.3〜1.2%、Mo:0.001〜0.5%、P:0.001〜0.01%、S:0.001〜0.01%、N:0.001〜0.01%、Nb:0.001〜0.06%、Ti:0.005〜0.03%、V:0.001〜0.2%、B:0.0003〜0.003%、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、
下記関係式1で表されるC、Mn、Cr、及びMoの含有量の関係(T)が1.0〜2.5を満たし、
表層部領域(表層から厚さ方向にt/9(ここで、tは厚さ(mm)を意味する)の領域)の微細組織が、面積分率15%以上のフェライト及び焼戻しベイナイト複合組織と、残部として残留オーステナイト及び焼戻しマルテンサイトのうち1種以上を含み、
前記表層部領域を除いた中心部領域の微細組織が、面積分率80%以上の焼戻しマルテンサイトと、残部として残留オーステナイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、及びフェライトのうち1種以上を含む、曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
[関係式1]
T=[C]+{[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])}
(ここで、C、Mn、Cr、Moは各元素の重量含有量を意味する。) - 前記表層部領域は、面積分率で、5〜20%のフェライト及び10〜30%の焼戻しベイナイトを含む、請求項1に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記表層部領域は、面積分率で、50〜85%の焼戻しマルテンサイトを含む、請求項1に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記中心部領域は、熱延鋼板の厚さ方向にt/4〜t/2の領域である、請求項1に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記表層部領域の平均硬度値が前記中心部領域の平均硬度値よりも20〜80Hv低い、請求項1に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は、降伏強度が900MPa以上、−60℃におけるシャルピー衝撃靭性が30J以上、及び曲げ性指数(R/t)が4以下である、請求項1に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板は3〜10mmの厚さを有する、請求項1に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板。
- 重量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.8〜1.5%、Al:0.01〜0.1%、Cr:0.3〜1.2%、Mo:0.001〜0.5%、P:0.001〜0.01%、S:0.001〜0.01%、N:0.001〜0.01%、Nb:0.001〜0.06%、Ti:0.005〜0.03%、V:0.001〜0.2%、B:0.0003〜0.003%、残部Fe及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式1で表されるC、Mn、Cr、及びMoの含有量の関係(T)が1.0〜2.5を満たす鋼スラブを1200〜1350℃の温度範囲で再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを850〜1150℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記仕上げ熱間圧延後の熱延鋼板を500〜700℃の温度範囲まで10〜70℃/sの冷却速度で冷却する段階と、
前記冷却後、500〜700℃の温度範囲で巻取る段階と、
前記巻取後、350〜500℃の温度範囲で補熱又は加熱する第1熱処理段階と、
前記第1熱処理後、0.001〜10℃/sの冷却速度で常温まで冷却する第1冷却段階と、
前記第1冷却後、850〜1000℃の温度範囲で再加熱して、10〜60分間維持する第2熱処理段階と、
前記第2熱処理後、10〜100℃/sの冷却速度で0〜100℃まで冷却する第2冷却段階と、
前記第2冷却後、100〜500℃の温度範囲で再加熱して、10〜60分間熱処理する第3熱処理段階と、
前記第3熱処理後、0.001〜100℃/sの冷却速度で0〜100℃まで冷却する第3冷却段階と、
を含む、曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
[関係式1]
T=[C]+[Mn]/(0.85[Cr]+1.3[Mo])
(ここで、C、Mn、Cr、Moは各元素の重量含有量を意味する。) - 前記第1熱処理段階は、下記関係式2で表されるR1の値が78〜85を満たす条件で行う、請求項8に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
[関係式2]
R1=Exp(−Q1/([T1]+273))×(25[t’]0.2)
(ここで、Q1=450+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])−(52[Si])、T1はコイルの外巻部温度(℃)、t’は維持時間(sec)である。) - 前記第2熱処理段階は、下記関係式3で表されるR2の値が120〜130を満たす条件で行う、請求項8に記載の曲げ性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
[関係式3]
R2=Exp(−Q2/([T2]+273))×(108[t’’]0.13)
(ここで、Q2=860+(122[C])+(66[Mn])+(42[Cr])+(72[Mo])−(52[Si])、T2は板材の表面温度(℃)であり、t’は維持時間(sec)である。)
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---|---|---|---|---|
KR102560057B1 (ko) * | 2020-12-21 | 2023-07-26 | 주식회사 포스코 | 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법 |
WO2022153927A1 (ja) * | 2021-01-15 | 2022-07-21 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
KR20230044048A (ko) * | 2021-09-24 | 2023-04-03 | 주식회사 포스코 | 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법 |
KR20230043353A (ko) * | 2021-09-24 | 2023-03-31 | 주식회사 포스코 | 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011179030A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板 |
WO2011142285A1 (ja) * | 2010-05-14 | 2011-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼板とその製造方法 |
JP2014037589A (ja) * | 2012-08-20 | 2014-02-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2015190015A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-02 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7090731B2 (en) * | 2001-01-31 | 2006-08-15 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof |
FI114484B (fi) | 2002-06-19 | 2004-10-29 | Rautaruukki Oyj | Kuumavalssattu nauhateräs ja sen valmistusmenetelmä |
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US7314532B2 (en) | 2003-03-26 | 2008-01-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same |
JP4515427B2 (ja) | 2006-09-29 | 2010-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製法 |
JP5181775B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2013-04-10 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 |
JP5630026B2 (ja) | 2009-01-30 | 2014-11-26 | Jfeスチール株式会社 | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
CN101962741B (zh) * | 2009-07-24 | 2012-08-08 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种调质钢板及其制造方法 |
JP5136609B2 (ja) * | 2010-07-29 | 2013-02-06 | Jfeスチール株式会社 | 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
FI20106275A (fi) | 2010-12-02 | 2012-06-03 | Rautaruukki Oyj | Ultraluja rakenneteräs ja menetelmä ultralujan rakenneteräksen valmistamiseksi |
CN103119188B (zh) | 2011-02-10 | 2015-04-08 | 新日铁住金株式会社 | 渗碳用钢、渗碳钢部件及其制造方法 |
EP2762596A4 (en) * | 2011-09-28 | 2015-11-04 | Jfe Steel Corp | HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
KR101368547B1 (ko) * | 2011-10-28 | 2014-02-28 | 현대제철 주식회사 | 고강도 열연강판 및 그 제조 방법 |
WO2014171057A1 (ja) | 2013-04-15 | 2014-10-23 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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CN104513937A (zh) | 2014-12-19 | 2015-04-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度800MPa级别高强钢及其生产方法 |
WO2016103535A1 (ja) * | 2014-12-22 | 2016-06-30 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
KR101657841B1 (ko) * | 2014-12-25 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 중심부 물성이 우수한 고강도 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법 |
KR102031445B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-10-11 | 주식회사 포스코 | 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
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Patent Citations (4)
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---|---|---|---|---|
JP2011179030A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Jfe Steel Corp | 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板 |
WO2011142285A1 (ja) * | 2010-05-14 | 2011-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼板とその製造方法 |
JP2014037589A (ja) * | 2012-08-20 | 2014-02-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2015190015A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-02 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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