JP6779320B2 - 強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法 - Google Patents

強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法に関する。より詳細には、プレス成形で自動車の構造部材などに用いることができる強度及び成形性に優れたクラッド鋼板に関する。
近年、地球温暖化を低減するための二酸化炭素の規制により、自動車の軽量化が強く求められており、且つ自動車の衝突安全性を向上させるために、自動車用鋼板の高強度化が継続的に行われている。かかる高強度鋼板を製造するために、大部分において低温変態組織を活用することが一般的である。しかし、高強度を達成するために低温変態組織を活用する場合には、引張強度１ＧＰａ級以上では２０％以上の伸びを確保することが難しく、冷間プレス成形で複雑な形状を有する部品に適用することが難しくなる。そのため、必要な用途に合わせた自由な部品設計が難しいという問題がある。
一方、冷間プレス成形で複雑な形状の部品を製作するためにフェライト系極低炭素鋼や低炭素鋼を活用する場合には、要求される成形性は確保することができるものの、引張強度４００ＭＰａ級を確保することが難しく、要求される強度を確保するために鋼材の厚さを厚くする必要があるため、自動車の軽量化を果たせないという問題がある。
一方、特許文献１には、炭素（Ｃ）やマンガン（Ｍｎ）などのオーステナイト安定化元素を大量に添加して鋼組織をオーステナイト単相に維持し、変形中に発生する双晶を用いて強度及び成形性をともに確保する方法が提示されており、オーステナイト単相組織を確保するために、０．５重量％以上の炭素と１５重量％以上のＭｎを添加することが一般的である。
しかし、この場合、大量のＭｎ添加によって鋼板の製造コストが増加し、超高強度を確保するには限界があり、Ｍｎ酸化物が原因でめっき性を確保することが難しくなるという問題がある。
また、目標とする強度及び成形性を満たすように鋼材を開発するために、多くの開発コスト及び時間が投資される必要性がある。
そこで、強度及び成形性に優れながらも、目標とする強度及び成形性を確保することが容易であり、所望の用途に合った自由な部品の設計が可能であるとともに、めっき性に優れた鋼板の開発が求められているのが実情である。
韓国公開特許第２００７−００２３８３１号公報
本発明の目的は、強度及び成形性に優れたクラッド鋼板及びその製造方法を提供することである。
一方、本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明の課題は、本明細書の内容全般から理解されることができ、本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、本発明の追加的な課題を明確に理解するものである。
本発明の一側面は、母材と、上記母材の両側面に備えられるクラッド材と、を含み、上記母材は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１２〜２５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むオーステナイト系高マンガン鋼であり、上記クラッド材は、重量％で、Ｃ：０．０９〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜４．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むマルテンサイト系炭素鋼であることを特徴とする強度及び成形性に優れたクラッド鋼板に関する。
本発明の他の一側面は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１２〜２５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むオーステナイト系高マンガン鋼の母材を用意する段階と、重量％で、Ｃ：０．０９〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜４．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むマルテンサイト系炭素鋼のクラッド材を用意する段階と、二つの上記クラッド材の間に上記母材を配置して積層物を得る段階と、上記積層物の端を溶接した後、１０５０〜１３５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された積層物を７５０〜１０５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧下率３５〜９０％を適用して冷間圧延することで冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板を５５０℃以上上記クラッド材のＡ３＋２００℃以下の温度範囲で焼鈍する段階と、を含む強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法に関する。
なお、上記した課題の解決手段は、本発明の特徴をすべて列挙したものではない。本発明の様々な特徴とそれに伴う利点及び効果は、以下の具体的な実施形態を参照して、より詳細に理解することができる。
本発明によると、降伏強度が７００ＭＰａ以上、引張強度と伸びの積が２５，０００ＭＰａ％以上であり、成形性に優れるため自動車用の鋼板などに好適に適用することができ、冷間プレス成形を適用できるクラッド鋼板及びその製造方法を提供することができるという効果を奏する。
オーステナイト系高マンガン鋼を母材（Ｂ）とし、マルテンサイト系炭素鋼をクラッド材（Ａ及びＣ）とするクラッド鋼板の模式図である。 発明例１の断面を走査電子顕微鏡で撮影した写真であって、ａ）は１５００倍率、ｂ）は８０００倍率で撮影した。 表１のマルテンサイト鋼１〜４、表１の高マンガン鋼１〜４、及び表３の発明例１〜発明例４１の引張強度及び伸びを示すグラフである。
以下、本発明の好ましい実施形態を説明する。しかし、本発明の実施形態は、いくつかの他の形態に変形することができ、本発明の範囲が以下に記述する実施形態に限定されるものではない。また、本発明の実施形態は、当該技術分野において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供されるものである。
本発明者らは、従来の高マンガン鋼系鋼板において大量のマンガン及び炭素の添加により、常温で鋼の微細組織をオーステナイトに維持することで成形性の確保が可能であったが、大量の合金元素添加によって製造コストが高くなり、降伏強度が低いため衝突特性が低下するという問題や、めっき性が劣化するという問題があることを認知し、これを解決するために深く研究した。
その結果、成形性に優れたオーステナイト系高マンガン鋼を母材とし、強度に優れ、製造コストが低いマルテンサイト系炭素鋼をクラッド材とする複合鋼板を製造することにより優れた強度及び成形性を確保することができ、クラッド材と母材の厚さ比を制御することで、目標とする強度及び成形性が確保しやすくなり、用途に合った自由な部品の設計が可能となるとともに、めっき性に優れるという効果を得ることができる事実を確認し、本発明を完成するに至った。
「強度及び成形性に優れたクラッド鋼板」
以下、本発明の一側面による強度及び成形性に優れたクラッド鋼板について詳細に説明する。
本発明の一側面による強度及び成形性に優れたクラッド鋼板は、母材と、上記母材の両側面に備えられるクラッド材と、を含み、上記母材は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１２〜２５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むオーステナイト系高マンガン鋼であり、上記クラッド材は、重量％で、Ｃ：０．０９〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜４．５％、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含むマルテンサイト系炭素鋼であることを特徴とする。
以下、本発明の母材及びクラッド材についてそれぞれ説明した後、上記母材の両側面に備えられるクラッド材を含むクラッド鋼板について説明する。
（母材（オーステナイト系高マンガン鋼））
以下、本発明の一側面によるクラッド鋼板の母材を構成するオーステナイト系高マンガン鋼の合金組成について詳細に説明する。ここで、各元素の含有量の単位は、特別な記載がない限り重量％である。
炭素（Ｃ）：０．３〜１．４％
炭素は、オーステナイト相の安定化に寄与する元素であって、その含有量が増加するほどオーステナイト相を確保するのに有利な側面がある。また、炭素は、鋼の積層欠陥エネルギーを増加させることで、引張強度及び伸びをともに増加させる役割を果たす。かかる炭素の含有量が０．３％未満の場合には、オーステナイト相の安定性を確保するために添加する必要があるＭｎの量が過大となり製造コストが上昇するという問題があり、引張強度及び伸びを確保することが難しくなるという問題がある。
これに対し、その含有量が１．４％を超えると、電気比抵抗が増加して溶接性が低下するおそれがある。したがって、本発明では、上記炭素の含有量を０．３〜１．４％に制限することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：１２〜２５％
マンガンは、炭素とともにオーステナイト相を安定化させる元素である。その含有量が１２％未満の場合には、変形中にα’−マルテンサイト相が形成されて安定したオーステナイト相を確保することが難しい。これに対し、２５％を超えると、本発明の関心事項である強度の増加と関連したさらなる向上が実質的に生じることなく、製造コストが上昇するという問題がある。したがって、本発明において、Ｍｎの含有量は、１２〜２５％に制限することが好ましい。
上記母材の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。
上記組成に加えて、母材を構成するオーステナイト系高マンガン鋼は、重量％で、Ｓｉ：０．０３〜２．０％、Ａｌ：０．０２〜２．５％、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０３％以下、及びＳ：０．０３％以下をさらに含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜２．０％
シリコンは、固溶強化による鋼の降伏強度及び引張強度を向上させるために添加しうる成分である。シリコンは、脱酸剤として用いられるため、通常、０．０３％以上鋼中に含まれることができる。シリコンの含有量が２．０％を超えると、電気比抵抗を増加させて溶接性が劣化するという問題がある。したがって、シリコンの含有量は、０．０３〜２．０％に制限することが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０２〜２．５％
アルミニウムは、通常、鋼の脱酸のために添加する元素である。本発明では、積層欠陥エネルギーを高めてε−マルテンサイトの生成を抑制することにより、鋼の延性及び耐遅延破壊特性を向上させる役割のために添加することができる。
アルミニウムは、溶鋼中に不純物として存在する元素である。０．０２％未満に制御するためには過大な費用が発生し、一方で、上記アルミニウム含有量が２．５％を超えると、鋼の引張強度が低下し、鋳造性が劣化するという問題がある。したがって、本発明では、上記アルミニウムの含有量を０．０２〜２．５％に制限することが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０４％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、オーステナイト結晶粒内において凝固過程中にＡｌと作用して微細な窒化物を析出させ、双晶（Ｔｗｉｎ）の発生を促進するため、鋼板を成形する際に強度及び延性を向上させる。しかし、その含有量が０．０４％を超えると、窒化物が析出しすぎるため熱間加工性及び伸びが低下する可能性がある。したがって、本発明において、上記窒素の含有量は、０．０４％以下に制限することが好ましい。
リン（Ｐ）：０．０３％以下
リンは、必然的に含まれる不純物であって、偏析によって鋼の加工性を低下させる主な原因となる元素であるため、その含有量をできる限り低く制御することが好ましい。理論上リンの含有量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含有量の上限を０．０３％に管理するとよい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下
硫黄は、必然的に含まれる不純物であって、粗大なマンガン硫化物（ＭｎＳ）を形成してフランジクラックなどの欠陥を発生させ、鋼板の穴拡げ性を大幅に低下させるため、その含有量をできる限り低く制御することが好ましい。理論上硫黄の含有量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明において、上記硫黄の含有量の上限は０．０３％に管理するとよい。
また、上記組成に加えて、母材を構成するオーステナイト系高マンガン鋼は、重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＶ：０．０５〜０．７％のうち１以上をさらに含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．５％
チタンは、鋼材内部の窒素と反応して窒化物が沈殿されて、熱間圧延の成形性を向上させる。また、上記チタンは、一部が鋼材の炭素と反応して析出相を形成することで強度を増加させる役割を果たす。このために、チタンは、０．０１％以上含まれることが好ましいが、一方で、０．５％を超えると、沈殿物が形成されすぎるため、部品の疲労特性を悪化させることがある。したがって、上記チタンの含有量は、０．０１〜０．５％であることが好ましい。
ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００５％
ホウ素は、微量添加される場合は、鋳片の粒界を強化し、熱間圧延性を向上させる。但し、ホウ素の含有量が０．０００５％未満の場合には、上記の効果が十分に現れない。これに対し、ホウ素の含有量が０．００５％を超えると、さらなる性能の向上を期待することができず、コストの増加を招く。したがって、ホウ素の含有量は、０．０００５〜０．００５％であることが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．２〜３．０％
クロムは、強度を増加させる効果的な元素である。かかる効果を得るために、クロムの含有量が０．２％以上であることが好ましい。これに対し、上記クロムの含有量が３．０％を超えると、熱間圧延の際に、結晶粒界に粗大な炭化物を形成して熱間加工性を阻害するため、添加量を３．０％以下に限定した。したがって、クロムの含有量は、０．２〜３．０％であることが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０５〜１．０％
モリブデンは、炭素の拡散速度を遅くすることで炭窒化物の粗大化を防止し、析出強化の効果を増大させるために添加することができる。かかる効果を得るためには、上記モリブデンの含有量が０．０５重量％以上であることが好ましい。これに対し、モリブデンの含有量が１．０％を超えると、高温でモリブデン炭化物が形成されて鋳片の表面クラックを誘発するという問題がある。したがって、本発明において、上記モリブデンの含有量は、０．０５〜１．０％であることが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．５％
ニオブは、炭素と反応して炭化物を形成する元素であって、結晶粒界の微細化及び析出強化により鋼の降伏強度を増加させるために添加することができる。かかる効果を得るためには、上記ニオブの含有量が０．０１％以上であることが好ましい。これに対し、ニオブの含有量が０．５％を超えると、高温で粗大な炭化物が形成されて、鋳片の表面クラックを誘発するという問題がある。したがって、本発明において、上記ニオブの含有量は、０．０１〜０．５％に制限することが好ましい。
バナジウム（Ｖ）：０．０５〜０．７％
バナジウムは、炭素又は窒素と反応して炭窒化物を形成する元素であって、結晶粒度の微細化及び析出強化により降伏強度を増加させるために添加することができる成分である。かかる効果を得るためには、上記バナジウムの含有量が０．０５％以上であることが好ましい。これに対し、上記バナジウムの含有量が０．７％を超えると、高温で粗大な炭窒化物が形成されて、熱間加工性が低下するという問題がある。したがって、本発明において、上記バナジウムの含有量は、０．０５〜０．７％に制限することが好ましい。
一方、本発明において、母材を構成するオーステナイト系高マンガン鋼は、上記成分系を満たすだけでなく、鋼板の微細組織として、オーステナイト単相組織を確保することが好ましい。上記のような微細組織を確保することにより、強度及び伸びをともに確保することができる。ここで、オーステナイト単相とは、微細組織が、オーステナイトが９５面積％以上であり、残りの炭化物及び不可避不純物の組織からなることを意味する。
（クラッド材（マルテンサイト系炭素鋼））
以下、本発明の一側面によるクラッド鋼板のクラッド材を構成するマルテンサイト系炭素鋼の合金組成について詳細に説明する。各元素の含有量の単位は、特別な記載がない限り重量％である。
炭素（Ｃ）：０．０９〜０．４％
炭素は、鋼の硬化能を増加させるとともに、マルテンサイト組織の確保を容易にする元素でありながら、マルテンサイト内で侵入型サイトに位置し、固溶強化により鋼の強度を向上させる元素である。その含有量が０．０９％未満の場合には、マルテンサイト変態開始が高温で起こるため、冷却中の炭素が転位に拡散し、固溶強化により鋼の強度を向上させる役割を期待することができない。これに対し、その含有量が０．４％を超えると、鋼板の溶接性を低下するおそれがある。したがって、本発明では、上記炭素の含有量を０．０９〜０．４％に制限することが好ましい。
マンガン（Ｍｎ）：０．３〜４．５％
マンガンは、硬化能を増加させることで鋼板の強度を向上させる元素である。かかる効果を得るために、その含有量が０．３％以上であることが好ましい。これに対し、４．５％を超えると、偏析層構造が原因で鋼板の成形性が低下するおそれがある。したがって、本発明のＭｎの含有量は、０．３〜４．５％に制限することが好ましい。
上記クラッド材の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲の環境から意図しない不純物が必然的に混入される可能性があるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に言及することはしない。
上記組成に加えて、クラッド材を構成するマルテンサイト系炭素鋼は、重量％で、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ａｌ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｐ：０．０３％以下、及びＳ：０．０３％以下をさらに含むことができる。
シリコン（Ｓｉ）：０．０３〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼板内に固溶されて鋼の強度を向上させる役割を果たす。シリコンは、溶鋼中に不純物として存在する元素であって、０．０３％未満に制御するためには過大な費用が発生する。これに対し、その含有量が１．０％を超えると、焼鈍の際に表面酸化物を生成し、鋼板の表面品質が劣化することがある。したがって、上記シリコンの含有量は、０．０３〜１．０％であることが好ましい。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０２〜０．３％
アルミニウムは、通常、脱酸のために添加する元素である。その含有量を０．０２％未満に制御するためには過大な費用が発生し、その含有量が０．３％を超えると、焼鈍の際に表面酸化物を生成し、鋼板の表面品質が劣化することがある。したがって、上記アルミニウムの含有量は、０．０２〜０．３％であることが好ましい。
窒素（Ｎ）：０．０４％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、必然的に含有される元素であって、鋼中に残留するアルミニウムと反応して生成されたＡｌＮは、連続鋳造の際に表面割れを生じさせることがある。したがって、その含有量をできる限り低く制御することが好ましいが、製造工程上必然的に含有される。窒素は上限を管理することが重要であり、本発明では、上記窒素の含有量の上限は０．０４％に管理するとよい。
ホウ素（Ｂ）：０．０００５〜０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、オーステナイト結晶粒界に偏析して結晶粒界のエネルギーを低減する元素であり、鋼の硬化能を向上させる元素である。そのため、ホウ素は０．０００５％以上含まれることが好ましいが、０．００５％を超えると、表面に酸化物を形成して鋼板の表面品質が劣化することがある。したがって、上記ホウ素の含有量は、０．０００５〜０．００５％であることが好ましい。
リン（Ｐ）：０．０３％以下
上記リン（Ｐ）は、必然的に含まれる不純物であって、偏析によって鋼の加工性を低下させる主な原因となる元素であるため、その含有量を可能な限り低く制御することが好ましい。理論上リンの含有量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含有量の上限を０．０３％に管理するとよい。
硫黄（Ｓ）：０．０３％以下
硫黄は、必然的に含まれる不純物であって、粗大なマンガン硫化物（ＭｎＳ）を形成してフランジクラックなどの欠陥を発生させ、鋼板の穴拡げ性を大幅に低下させるため、その含有量を可能な限り低く制御することが好ましい。理論上硫黄の含有量は０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に含有される。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記硫黄の含有量の上限を０．０３％に管理するとよい。
また、上記組成に加えて、クラッド材を構成するマルテンサイト系炭素鋼は、重量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、及びＮｂ：０．００５〜０．０５％のうち１以上をさらに含むことができる。
クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％
クロムは、鋼の硬化能を向上させる元素であって、低温変態相の生成を促進することで鋼の強度を向上させる元素である。かかる効果を得るためには、その含有量が０．１％以上であることが好ましいが、その含有量が１．０％を超えると、意図する強度の向上効果に比べて過大な製造コストの増加を誘発することがある。したがって、上記クロムの含有量は、０．１〜１．０％であることが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜１．０％
ニッケルは、鋼の硬化能を向上させるとともに、鋼の強度を向上させる元素である。かかる効果を得るためには、その含有量が０．１％以上であることが好ましいが、その含有量が１．０％を超えると、意図する強度の向上効果に比べて過大な製造コストの増加を誘発することがある。したがって、上記ニッケルの含有量は、０．１〜１．０％であることが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０５〜１．０％
モリブデンは、鋼の硬化能を向上させる元素であって、低温変態相の生成を促進して鋼の強度を向上させるとともに、鋼中に炭化物を形成して鋼の強度を向上させる元素である。かかる効果を得るためには、その含有量が０．０５％以上であることが好ましいが、その含有量が１．０％を超えると、意図する強度の向上効果に比べて過大な製造コストの増加を誘発することがある。したがって、上記モリブデンの含有量は、０．０１〜１．０％であることが好ましい。
チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．０５％
チタン（Ｔｉ）は０．００５〜０．０５％であることが好ましい。チタンは、鋼内部の窒素及び炭素と反応し、炭窒化物を形成して強度を増加させる役割を果たす。このために、チタンは０．００５％以上含まれることが好ましいが、０．０５％を超えると、沈殿物が大量に形成されて鋳造性を悪化させることがある。したがって、上記チタンの含有量は、０．００５〜０．０５％であることが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、０．００５〜０．０５％であることが好ましい。ニオブは、チタンのような炭窒化物形成元素として鋼材内部の窒素及び炭素と反応して強度を増加させる役割を果たす。このために、ニオブは０．００５％以上含まれることが好ましいが、０．０５％を超えると、沈殿物が大量に形成されて鋳造性を悪化させることがある。したがって、上記ニオブの含有量は、０．００５〜０．０５％であることが好ましい。
一方、本発明において、クラッド材を構成するマルテンサイト系炭素鋼は、上記成分系を満たすだけでなく、微細組織が、マルテンサイトが６５面積％以上であり、残りは残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、及び炭化物のうち１以上からなることができる。上記のような微細組織を確保することにより、優れた引張強度及び降伏強度を確保することができる。
また、焼戻し処理により、微細組織が、焼戻しマルテンサイトが６５面積％以上であり、残りは残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、及び炭化物のうち１以上からなることができる。これは、焼戻し処理によるマルテンサイト変態を介して鋼内部に生成された残留応力を除去し、鋼の靭性を向上させるためである。
（クラッド鋼板）
本発明の一側面によるクラッド鋼板は、上述した母材と、上記母材の両側面に備えられるクラッド材と、を含む。
クラッド鋼板は、二つ以上の金属材料の表面を冶金学的に接合して一体化させた積層型複合材料として定義される。一般に、クラッド鋼板は、ニッケル（Ｎｉ）や銅（Ｃｕ）のような貴金属をクラッド材として用いることで、激しい腐食環境などの特殊な目的のために使用されてきた。
本発明の内部鋼材である母材は、高合金量により強度及び伸びに優れたオーステナイト系高マンガン鋼である。オーステナイト系高マンガン鋼は、大量の合金成分が原因で製造コストが高くなり、９００ＭＰａ以上の降伏強度を確保することが難しいため、耐衝突特性が要求される自動車構造部材として用いるのに不適である。
本発明の外部鋼材であるクラッド材は、降伏強度及び引張強度に優れたマルテンサイト系炭素鋼である。マルテンサイト系炭素鋼は、伸びが低く成形性を確保することが難しい。
マルテンサイト系鋼材は、成形の際に変形が局部的に集中して均一伸びが低いことが原因で成形性が劣化する特性を示す。一方、本発明者らは、内部に均一伸びが高いオーステナイト系高マンガン鋼を含むクラッド鋼板として製作されている場合、マルテンサイト系鋼材の局部的な変形集中が防止され、成形性が向上するという現象を見出した。
したがって、本発明では、上述したオーステナイト系高マンガン鋼を母材とし、母材の両側面に上述したマルテンサイト系炭素鋼をクラッド材として含ませることにより、それぞれの欠点を克服することができ、強度及び成形性がともに優れるようにするという効果を得ることができる。
この場合、上記母材の厚さは、上記クラッド鋼板の厚さの３０〜９０％であることができる。
上記母材の厚さが上記クラッド鋼板の厚さの９０％を超える場合には、強度が低下し、製造コストが上昇するという問題点がある。これに対し、３０％未満の場合には、クラッド鋼板の成形性が劣化するという問題がある。
また、上記クラッド鋼板の厚さは、０．６〜３０ｍｍであることができ、より好ましくは１．０〜２０ｍｍであることができる。
また、上記クラッド鋼板は、降伏強度が７００ＭＰａ以上であり、好ましくは９００ＭＰａ以上、引張強度と伸びの積が２５，０００ＭＰａ％以上であってもよい。かかる降伏強度、引張強度、及び伸びを確保することにより、自動車構造部材などに好適に適用されることができる。
一方、上記クラッド鋼板はめっき層をさらに含むことができる。上記めっき層は、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｓｉ系、及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系からなる群より選択された１種であってもよい。
「強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法」
以下、本発明の他の一側面による強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明の他の一側面による強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法は、上述した合金組成を満たすオーステナイト系高マンガン鋼の母材を用意する段階と、上述した合金組成を満たすマルテンサイト系炭素鋼のクラッド材を用意する段階と、二つの上記クラッド材の間に上記母材を配置して積層物を得る段階と、上記積層物の端を溶接した後、１０５０〜１３５０℃の温度範囲で加熱する段階と、上記加熱された積層物を７５０〜１０５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階と、上記巻取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧下率３５〜９０％を適用して冷間圧延することで冷延鋼板を得る段階と、上記冷間圧延鋼板を５５０℃以上上記クラッド材のＡ３＋２００℃以下の温度範囲で焼鈍する段階と、を含む。
（母材とクラッドの用意段階及び積層段階）
上述した合金組成を満たす母材とクラッド材を用意した後、二つの上記クラッド材の間に上記母材を配置して積層物を得る。この場合、積層前の母材及びクラッド材の表面を洗浄することができる。
ここで、上記母材及びクラッド材はスラブの形であることができ、上記母材及びクラッド材の製造方法は、一般の製造工程を適用して生産することができるため、特に限定されない。但し、好ましい一例として、上記母材は、電気炉又は高炉で生産された溶鋼を鋳造してスラブとなるように製造されることができ、上記クラッド材は、高炉で生産された溶鋼を精錬及び鋳造して、不可避に含有される可能性がある不純物の含有量を制御してスラブとなるように製造されることができる。
（溶接及び加熱段階）
上記積層物の端を溶接した後、１０５０〜１３５０℃の温度範囲で加熱する。
積層物の端を溶接することにより、母材とクラッド材の間に酸素が侵入することを防止することができ、加熱時の酸化物の生成を防止することができる。
上記加熱温度が１０５０℃未満の場合には、熱間圧延時の仕上げ圧延温度を確保することが難しく、温度減少によって圧延荷重が増加し、所定の厚さまで十分に圧延することが難しくなるという問題がある。これに対し、加熱温度が１３５０℃を超えると、結晶粒度が増加し、表面酸化が発生して、強度が低下するか、又は表面が劣化するという傾向があるため好ましくない。また、連続鋳造スラブの柱状晶粒界に液状膜が生成されるため、後続の熱間圧延時に割れが発生するおそれがある。
（熱間圧延段階）
上記加熱された積層物を７５０〜１０５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る。
上記仕上げ圧延温度が７５０℃未満の場合には、圧延荷重が高くなり、圧延機に負担がかかるという問題がある。一方、仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えると、圧延の際に表面酸化が発生するおそれがある。
（巻取段階）
上記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取りする。巻取温度が５０℃未満の場合には、鋼板の温度を低下させるために、冷却水噴射による冷却が必要となり、不要な工程費用の上昇を誘発する。これに対し、巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の表面に厚い酸化膜が生成されるようになる。これは、酸洗過程で酸化層の制御が容易でなくなるという問題をもたらしうる。したがって、上記巻取温度は５０〜７００℃に制限することが好ましい。
（冷間圧延段階）
上記巻取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧下率３５〜９０％を適用して冷間圧延することで冷延鋼板を得る。
上記冷間圧下率が３０％未満の場合には、クラッド材を構成するマルテンサイト炭素鋼の再結晶が円滑に行われず、加工性が劣化するという問題がある。これに対し、冷間圧下率が９０％を超えると、圧延負荷によって板破断の発生可能性が高くなるという問題がある。
（焼鈍段階）
上記冷延鋼板を５５０℃以上上記クラッド材のＡ３＋２００℃以下で焼鈍する。これは、強度及び再結晶により加工性を確保するためである。
焼鈍温度が５５０℃未満の場合には、母材であるオーステナイト系高マンガン鋼の再結晶が起こらないため十分な加工性を確保することができない。これに対し、上記クラッド材のＡ３＋２００℃を超える温度で焼鈍する場合には、クラッド材の結晶粒度が粗大となるため、鋼の強度を低下させる可能性がある。
したがって、焼鈍温度は、５５０℃〜上記クラッド材のＡ３＋２００℃の温度範囲で行うことが好ましい。
この場合、上記焼鈍後の冷却速度は５℃／ｓ以上であることができる。５℃／ｓ未満の場合には、クラッド材のマルテンサイト分率を６５面積％以上に確保することが難しくなる。
また、上記焼鈍された冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下に冷却した後、Ａ１以下の温度で加熱して焼戻しする段階をさらに含むことができる。
一方、上記焼鈍する段階後に、めっきしてめっき層を形成する段階をさらに含むことができる。ここで、上記めっき層は、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｓｉ系、及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系からなる群より選択された１種であってもよい。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は本発明を例示してより詳細に説明するためのもので、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１に示す成分組成を有するオーステナイト系高マンガン鋼（Ａ１〜Ａ４）、マルテンサイト系炭素鋼（Ｂ１〜Ｂ４）、及び極低炭素鋼（Ｃ）の鋼塊を用意し、１１５０℃の加熱炉で１時間再加熱した後、９００℃の仕上げ圧延温度で圧延して熱延鋼板を製造した。その後、上記熱延鋼板を４５０℃で巻取った後、酸洗後に、５０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。次に、下記表２に記載された焼鈍温度で焼鈍した後、下記表２に記載された冷却速度で常温まで冷却した。製造されたそれぞれの試験片に対して、万能引張実験機を用いて引張試験を行うことで、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び伸び（ＥＬ）を測定し、下記表２に示した。また、光学顕微鏡で微細組織を観察して微細組織を構成する各相の面積分率を下記表２に示した。
クラッド鋼板でなく、マルテンサイト系炭素鋼（Ｂ１〜Ｂ４）単独では伸びが劣化し、オーステナイト系高マンガン鋼（Ａ１〜Ａ４）単独では高い降伏強度及び引張強度を確保することに限界があることが下記表２から確認できる。
一方、下記表１に示す成分組成を有するオーステナイト系高マンガン鋼（Ａ１〜Ａ４）、マルテンサイト系炭素鋼（Ｂ１〜Ｂ４）、及び極低炭素鋼（Ｃ）の鋼塊を用意し、鋼塊の表面を洗浄した後、２つの炭素鋼の間に高マンガン鋼を配置して下記表３の積層比を有するように３重積層物を作製した。次に、積層物の境界面に沿って溶接棒を用いてアーク溶接した。上記境界面が溶接された積層物を１１５０℃の加熱炉で１時間加熱した後、９００℃の仕上げ圧延温度で圧延して熱延鋼板を製造した。その後、上記熱延鋼板を４５０℃で巻取った後、酸洗後に、５０％の冷間圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を製造した。続いて、下記表３に記載された焼鈍温度で焼鈍した後、下記表３に記載された冷却速度で常温まで冷却した。製造されたそれぞれの試験片に対して、万能引張実験機を用いて引張試験を行うことで、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、及びＴＳ×ＥＬの値を測定して下記表３に示した。
本発明の組成及び微細組織をともに満たす発明例１〜発明例４１は、７００ＭＰａ以上の降伏強度、及び引張強度と伸びの積が２５，０００ＭＰａ％以上を確保できることが確認できる。
これに対し、比較例１の場合、本発明で提示する母材とクラッド材の厚さ比は満たしているものの、母材の微細組織がフェライト単相からなることから、７００ＭＰａ以上の降伏強度、及び２５，０００ＭＰａ％以上の引張強度と伸びの積を確保することはできなかった。
一方、比較例２の場合、本発明で提示する母材とクラッド材の厚さ比は満たしているものの、クラッドの微細組織がフェライト単相からなることから、７００ＭＰａ以上の降伏強度、及び２５，０００ＭＰａ％以上の引張強度と伸びの積を確保することができなかった。
また、比較例３の場合、母材とクラッド材の微細組織は本発明で提示する条件を満たしているものの、母材の厚さ比が３０％以下で製作されて、７００ＭＰａ以上の降伏強度又は２５，０００ＭＰａ％以上の引張強度と伸びの積を確保することができなかった。
図１は、オーステナイト系高マンガン鋼を母材２とし、マルテンサイト系炭素鋼をクラッド材１及び３とするクラッド鋼板の模式図である。
図２は、発明例１の断面を走査電子顕微鏡で撮影した写真であって、ａ）は１５００倍率、ｂ）は８０００倍率で撮影した。界面を境にして、母材である高マンガン鋼は再結晶が完了し、均一な微細組織を有することが確認でき、クラッド材である炭素鋼は、マルテンサイト鋼特有の針状組織が発達することが分かる。母材とクラッド材の界面に酸化物の存在は発見されておらず、これにより、界面結合力が確保されて、加工時の界面分離による破断が発生しなかった。
図３は、表１のオーステナイト系高マンガン鋼（Ａ１〜Ａ４）、マルテンサイト系炭素鋼（Ｂ１〜Ｂ４）、及び表３の発明例１〜４１の引張強度と伸びを示すグラフである。母材である高マンガン鋼及びクラッド材であるマルテンサイト系鋼の合金組成、微細組織、及び厚さ比を調節することにより、様々な引張強度及び伸びを有する鋼材を製造できることが確認できる。また、本発明による鋼材の降伏強度及び成形性に優れており、引張強度と伸びの積が２５，０００ＭＰａ％以上である自動車用の構造部材に適したクラッドを製造できることが確認できる。
以上、実施例を参照して説明したが、当該技術分野の熟練した当業者は、添付の特許請求の範囲に記載された本発明の思想及び領域から逸脱しない範囲内で、本発明を多様に修正及び変更することができることを理解できる。

Claims (14)

  1. 母材と、前記母材の両側面に備えられるクラッド材と、を含み、
    前記母材は、重量％で、Ｃ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１２〜２５％、Ｓｉ：０．０３〜２．０％、Ａｌ：０．０２〜２．５％、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０３％以下、及びＳ：０．０３％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるオーステナイト系高マンガン鋼であり、
    前記クラッド材は、重量％で、Ｃ：０．０９〜０．３４％、Ｍｎ：０．３〜４．５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ａｌ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｐ：０．０３％以下、及びＳ：０．０３％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるマルテンサイト系炭素鋼であり、
    前記オーステナイト系高マンガン鋼の微細組織は、オーステナイト単相であり、
    前記マルテンサイト系炭素鋼の微細組織は、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが６５面積％以上であり、残りは残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、及び炭化物のうち１以上を含む、強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  2. 前記オーステナイト系高マンガン鋼は、重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＶ：０．０５〜０．７％のうち１以上をさらに含む、請求項１に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  3. 前記マルテンサイト系炭素鋼は、重量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、及びＮｂ：０．００５〜０．０５％のうち１以上をさらに含む、請求項１又は２に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  4. 前記母材の厚さは、前記クラッド鋼板の厚さの３０〜９０％である、請求項１から３のいずれか１項に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  5. 前記クラッド鋼板は、降伏強度が７００ＭＰａ以上であり、引張強度と伸びの積が２５，０００ＭＰａ％以上である、請求項１から４のいずれか１項に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  6. 前記クラッド鋼板はめっき層をさらに含む、請求項１から５のいずれか１項に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  7. 前記めっき層は、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｓｉ系、及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系からなる群より選択された１種である、請求項６に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板。
  8. 重量％で、Ｃ：０．３〜１．４％、Ｍｎ：１２〜２５％、Ｓｉ：０．０３〜２．０％、Ａｌ：０．０２〜２．５％、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｐ：０．０３％以下、及びＳ：０．０３％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるオーステナイト系高マンガン鋼の母材を用意する段階と、
    重量％で、Ｃ：０．０９〜０．４％、Ｍｎ：０．３〜４．５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ａｌ：０．０２〜０．３％、Ｎ：０．０４％以下（０％は除く）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｐ：０．０３％以下、及びＳ：０．０３％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるマルテンサイト系炭素鋼のクラッド材を用意する段階と、
    二つの前記クラッド材の間に前記母材を配置して積層物を得る段階と、
    前記積層物の端を溶接した後、１０５０〜１３５０℃の温度範囲で加熱する段階と、
    前記加熱された積層物を７５０〜１０５０℃の温度範囲で仕上げ圧延して熱延鋼板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５０〜７００℃で巻取る段階と、
    前記巻取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧下率３５〜９０％を適用して冷間圧延することで冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板を５５０℃以上前記クラッド材のＡ３＋２００℃以下の温度範囲で焼鈍する段階と、を含み、
    前記オーステナイト系高マンガン鋼の微細組織は、オーステナイト単相であり、
    前記マルテンサイト系炭素鋼の微細組織は、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトが６５面積％以上であり、残りは残留オーステナイト、フェライト、ベイナイト、及び炭化物のうち１以上を含む、強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
  9. 前記オーステナイト系高マンガン鋼は、重量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、及びＶ：０．０５〜０．７％のうち１以上をさらに含む、請求項８に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
  10. 前記マルテンサイト系炭素鋼は、重量％で、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、及びＮｂ：０．００５〜０．０５％のうち１以上をさらに含む、請求項８又は９に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
  11. 前記母材の厚さは、前記クラッド鋼板の厚さの３０〜９０％である、請求項８から１０のいずれか１項に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
  12. 前記焼鈍する段階後に、めっきしてめっき層を形成する段階をさらに含む、請求項８から１１のいずれか１項に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
  13. 前記めっき層は、Ｚｎ系、Ｚｎ−Ｆｅ系、Ｚｎ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｍｇ系、Ｚｎ−Ｍｇ−Ａｌ系、Ｚｎ−Ｎｉ系、Ａｌ−Ｓｉ系、及びＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系からなる群より選択された１種である、請求項１２に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
  14. 前記焼鈍された冷延鋼板をＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）以下に冷却した後、Ａ１以下の温度で加熱して焼戻しする段階をさらに含む、請求項８から１３のいずれか１項に記載の強度及び成形性に優れたクラッド鋼板の製造方法。
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Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109835015B (zh) * 2017-11-28 2021-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种耐磨复合钢板及其制造方法
CN109835014B (zh) * 2017-11-28 2021-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种高强高韧耐磨复合钢板及其制造方法
CN109835013B (zh) * 2017-11-28 2021-03-12 宝山钢铁股份有限公司 一种高强耐磨复合钢板及其制造方法
KR102098483B1 (ko) * 2018-07-27 2020-04-07 주식회사 포스코 성형성 및 피로특성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법
KR102109261B1 (ko) 2018-08-07 2020-05-11 주식회사 포스코 강도 및 도금성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법
DE102019116363A1 (de) 2019-06-17 2020-12-17 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Panzerungsbauteils für Kraftfahrzeuge
CN110684933B (zh) * 2019-11-07 2020-12-18 燕山大学 一种复合马氏体钢及其制备方法
CN113106327B (zh) * 2020-01-13 2022-06-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高耐蚀带钢及其制造方法
CN113829697B (zh) * 2020-06-24 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法
CN117043380A (zh) 2021-03-31 2023-11-10 杰富意钢铁株式会社 包层钢板和部件及其制造方法
KR20230153445A (ko) 2021-03-31 2023-11-06 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 클래드 강판 및 부재, 그리고, 그것들의 제조 방법
CN116657033A (zh) * 2022-02-17 2023-08-29 宝山钢铁股份有限公司 抗点焊lme裂纹的高强钢复合镀锌板及其制备方法
CN115179615A (zh) * 2022-07-18 2022-10-14 太原科技大学 一种高强塑性304/高锰钢复合板及其制备方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5221348B1 (ja) 1971-04-05 1977-06-09
DE102005008410B3 (de) 2005-02-24 2006-02-16 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Beschichten von Stahlbändern und beschichtetes Stahlband
KR100711361B1 (ko) 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101482282B1 (ko) 2006-07-27 2015-01-13 고쿠리츠다이가쿠호우진 도쿄다이가쿠 복층 강 및 복층 강의 제조 방법
KR20090070504A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고망간강 및 고망간 도금강판의 제조방법
JP5352766B2 (ja) 2008-03-27 2013-11-27 国立大学法人 東京大学 複層鋼およびその製造方法
JP2010077531A (ja) 2008-08-29 2010-04-08 Jfe Steel Corp 疲労き裂の発生阻止特性および伝播阻止特性に優れたクラッド鋼板およびその製造方法
WO2012048844A1 (en) * 2010-10-11 2012-04-19 Tata Steel Ijmuiden B.V. A steel strip composite and a method for making the same
KR101597473B1 (ko) * 2011-07-29 2016-02-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 굽힘성이 우수한 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
MX357839B (es) * 2011-07-29 2018-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero platinada con zinc de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia que tiene maleabilidad superior y método para producir cada una de ellas.
EP2746417B1 (en) 2011-08-17 2016-07-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength hot-rolled steel plate
KR101585741B1 (ko) 2013-12-25 2016-01-14 주식회사 포스코 강성, 내덴트성 및 내부식성이 우수한 고강도 경량 클래드 강판 및 그 제조방법
KR20150075332A (ko) 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 강성 및 내부식성이 우수한 고강도 경량 3중 클래드 강판 및 그 제조방법
CN105543649B (zh) 2015-12-14 2017-10-31 宝山钢铁股份有限公司 一种三层复合钢板及其制造方法
KR102098483B1 (ko) * 2018-07-27 2020-04-07 주식회사 포스코 성형성 및 피로특성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법

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