KR101127532B1 - 높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판 - Google Patents

높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판 Download PDF

Info

Publication number
KR101127532B1
KR101127532B1 KR1020067001594A KR20067001594A KR101127532B1 KR 101127532 B1 KR101127532 B1 KR 101127532B1 KR 1020067001594 A KR1020067001594 A KR 1020067001594A KR 20067001594 A KR20067001594 A KR 20067001594A KR 101127532 B1 KR101127532 B1 KR 101127532B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
surface area
strength
less
rolling
Prior art date
Application number
KR1020067001594A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20060040718A (ko
Inventor
모하메드 부제크리
미쉘 파랄
꼴렝 스코트
Original Assignee
아르셀러 프랑스
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 아르셀러 프랑스 filed Critical 아르셀러 프랑스
Publication of KR20060040718A publication Critical patent/KR20060040718A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101127532B1 publication Critical patent/KR101127532B1/ko

Links

Images

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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • 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
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/8605—Porous electrodes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8803—Supports for the deposition of the catalytic active composition
    • H01M4/8807—Gas diffusion layers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8817—Treatment of supports before application of the catalytic active composition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8825—Methods for deposition of the catalytic active composition
    • H01M4/8853—Electrodeposition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8878—Treatment steps after deposition of the catalytic active composition or after shaping of the electrode being free-standing body
    • H01M4/8892—Impregnation or coating of the catalyst layer, e.g. by an ionomer
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/90—Selection of catalytic material
    • H01M4/9075—Catalytic material supported on carriers, e.g. powder carriers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/90—Selection of catalytic material
    • H01M4/92—Metals of platinum group
    • H01M4/925—Metals of platinum group supported on carriers, e.g. powder carriers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M8/00—Fuel cells; Manufacture thereof
    • H01M8/02—Details
    • H01M8/0202—Collectors; Separators, e.g. bipolar separators; Interconnectors
    • H01M8/023—Porous and characterised by the material
    • H01M8/0232—Metals or 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
    • 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M8/00—Fuel cells; Manufacture thereof
    • H01M8/10—Fuel cells with solid electrolytes
    • H01M8/1004—Fuel cells with solid electrolytes characterised by membrane-electrode assemblies [MEA]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
    • Y02E60/30—Hydrogen technology
    • Y02E60/50—Fuel cells
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P70/00—Climate change mitigation technologies in the production process for final industrial or consumer products
    • Y02P70/50—Manufacturing or production processes characterised by the final manufactured product

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Sustainable Development (AREA)
  • Sustainable Energy (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판에 관한 것으로, 강도가 900MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 45000 이상이며, 화학적 조성(중량%)은: 0.5% ≤ C ≤ 0.7%, 17% ≤ Mn ≤24%, Si ≤ 3%, Al ≤ 0.050%, S ≤ 0.030%, P ≤ 0.080%, N ≤ 0.1%를 포함하고, 선택적으로: Cr ≤ 1%, Mo ≤ 0.40%, Ni ≤ 1%, Cu ≤ 5%, Ti ≤ 0.50%, Nb ≤ 0.50%, V ≤ 0.50% 중 하나 또는 그 이상을 포함하며, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성된다. 본 발명에 따르면, 재결정 부분의 표면적 비율이 75%이상이고, 석출 탄화물의 표면적 비율이 1.5% 이하이며, 평균 입자 크기가 18 마이크론 이하이다.

Description

높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한 오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에 따라 제조된 강판{METHOD OF PRODUCING AUSTENITIC IRON/CARBON/MANGANESE STEEL SHEETS HAVING A HIGH STRENGTH AND EXCELLENT TOUGHNESS AND BEING SUITABLE FOR COLD FORMING, AND SHEETS THUS PRODUCED}
본 발명은, 매우 우수한 기계적 특성, 특히 기계적 강도와 파단 연신률(fracture elongation)이 매우 유리하게 조합되며, 결함이 있거나 응력집중이 존재하는 경우 매우 우수한 성형성과 높은 파괴저항을 갖는 열연 및 냉연의 오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조에 관한 것이다.
특정 분야, 특히 자동차 분야에서는, 가볍고 충돌시에 강한 강도를 가지며 내구성 또한 우수한 금속 구조가 요구된다는 것은 잘 알려진 사실이다. 따라서, 우수한 변형성과 높은 인장 강도가 조합되는 구조적인 소재를 사용할 필요가 있다. 열연강판, 즉 0.6 내지 10mm 범위의 두께를 갖는 강판의 경우, 이러한 특성들은 하부 연결 부품 또는 휠, 차문의 후퇴방지 바(bar)와 같은 보강 부품, 또는 대형 차 량(트럭, 버스등)에 사용되는 부품들의 제조에 유리하게 사용된다. 냉연 강판(0.2mm 내지 4mm)의 경우, 변형 에너지를 흡수하는 빔 또는 엔진 크레들(engine cradle), 또는 다른 표면 부품들의 제조에 이용된다. 그러나, 인장 강도와 변형성은 서로 경합하는 특성들이어서, 일반적으로 그 중 하나의 값에 대해 매우 큰 값을 얻으려면 나머지 값이 크게 줄어드는 것을 피할 수 없다. 그러나 최근 이러한 요구를 보다 잘 충족시키기 위한 노력에 일 진보를 보였으며, 특히 TRIP강(Transformation Induced Plasticity steel)이라 불리는 강(綱)의 개발을 들 수 있다. 그러나 이러한 유형의 강은 900Mpa의 강도 수준에서 25% 이상의 연신률을 얻을 수는 없다. 이러한 특성들이 많은 적용분야에서 만족할만하긴 하지만, 더 경량화가 필요한 경우 및 차량 충돌 같이 큰 응력을 받는 경우에는 이는 여전히 불충분하다.
또한, 우수한 강도와 훌륭한 연성을 가진 Fe-C(0 내지 1.5%)-Mn(15 내지 35%)-Cr(0 내지 20%)-Al(0.1 내지 10%)-Si(0 내지 4%) 오스테나이트강이 알려져 있다. 이러한 강의 변형 모드는 오직 적층결함에너지 또는 SFE(stacking fault energy)에만 의존한다. 이러한 모드들 중에서 기계적인 쌍정(雙晶)은 높은 가공경화능(work hardenability)을 얻을 수 있게 한다. 이러한 쌍정은 전위(dislocation) 증가의 방해물로 작용하여 응력 흐름의 증가를 돕는다. 이러한 쌍정 변형 메커니즘은 적층결함에너지를 한계값(약 30mJ/m2)까지 상승시킴으로써 촉진되며, 그 이상에서는 완벽한 전위활주(dislocation glide)가 주요한 변형 메커니즘이 된다. 상기 SFE는 탄소, 망간 및 알루미늄의 함량과 함께 증가한다. EP O 573 641에는, 1.5% 이하의 탄소(C), 15 내지 35%의 망간(Mn), 및 0.1 내지 6%의 알루미늄(Al)을 포함 하며, 실온에서 그 강도가 490MPa보다 크고 연신률이 40% 이상인 열간압연 또는 냉간압연된 오스테나이트강이 개시되어 있다.
그러나 이러한 유형의 조성물을 압연하는데 있어서는 특히 결함의 형성을 막기 위해 주의가 요구된다.
또한, 고가의 합금 성분의 함량을 제한하면서 보다 유리한 강도/파단 연신률의 조합을 가질 수 있는 강판이 요구된다.
더욱이, 단축(uniaxial) 인장에서의 유리한 연신률 값에도 불구하고, 어떤 경우에는 냉간 성형(드로잉(drawing), 비교적 복잡한 굽힘(bending) 등)에 어려움이 있음을 경험을 통해 보아 왔다. 또한, 이러한 강판으로 생산되는 부품들은 주로 응력 집중에 대응되는 영역을 포함하기 때문에, 큰 인성을 갖는 강이 요구된다. 즉, 결함이 있는 경우, 특히 동역학적 응력이 작용하는 경우 파괴저항 또는 인열저항(tear resistance)이 큰 강이 요구된다. 이러한 특성들은, 예를 들면 자동차 등에서, 특히 매우 큰 응력을 받는 영역 및/또는 안전 장치들과 관련하여 적용되는 경우 더욱 중요하게 고려되어야 한다.
따라서, 본 발명은, 제조원가가 저렴하고, 열간압연 후 900MPa 이상의 강도, 냉간압연 후 950MPa 이상의 강도를 가지며, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱 P가 45000 이상이 되도록 강도와 파단 연신률이 조합되며, 용이하게 열간압연될 수 있고, 특히 냉간 성형에 적합하며, 정적 또는 동적 응력 조건하에서 매우 우수한 인성을 갖는 열간압연 또는 냉간압연된 강판 또는 제품을 제공하는 것을 목적으로 한다.
이러한 목적을 위하여, 본 발명은 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판에 관한 것으로, 이 강판은 강도가 900MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 45000 이상이며, 화학적 조성(중량%)은: 0.5% ≤ C ≤ 0.7%; 17% ≤ Mn ≤24%; Si ≤ 3%; Al ≤ 0.050%; S ≤ 0.030%; P ≤ 0.080%; N ≤ 0.1%를 포함하고, 선택적으로: Cr ≤ 1%; Mo ≤ 0.40%; Ni ≤ 1%; Cu ≤ 5%; Ti ≤ 0.50%; Nb ≤ 0.50%; V ≤ 0.50% 중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되며, 강판의 표면적에 대한 재결정 부분의 표면적의 비율이 75% 이상이고, 강판의 표면적에 대한 석출 탄화물의 표면적의 비율이 1.5% 이하이며, 평균 입자 크기가 18 마이크론 이하이다.
또한, 본 발명에 따른 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판은, 강도가 900MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 60000 이상이며, 그 화학적 조성(중량%)은: 0.5% ≤ C ≤ 0.7%; 17% ≤ Mn ≤24%; Si ≤ 3%; Al ≤ 0.050%; S ≤ 0.030%; P ≤ 0.080%; N ≤ 0.1%를 포함하고, 선택적으로: Cr ≤ 1%; Mo ≤ 0.40%; Ni ≤ 1%; Cu ≤ 5%; Ti ≤ 0.50%; Nb ≤ 0.50%; V ≤ 0.50% 중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되며, 강판의 표면적에 대한 재결정 부분의 표면적의 비율이 100%이고, 강판의 표면적에 대한 석출 탄화물의 표면적의 비율이 0%이며, 평균 입자 크기가 10 마이크론 이하이다.
또한, 본 발명은 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판의 제조 방법에 관한 것으로, 화학적 조성(중량%)이: 0.5% ≤ C ≤ 0.7%; 17% ≤ Mn ≤24%; Si ≤ 3%; Al ≤ 0.050%; S ≤ 0.030%; P ≤ 0.080%; N ≤ 0.1%를 포함하고, 선택적으로: Cr ≤ 1%; Mo ≤ 0.40%; Ni ≤ 1%; Cu ≤ 5%; Ti ≤ 0.50%; Nb ≤ 0.50%; V ≤ 0.50% 중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되는 강을 용해하는 단계; 상기 강으로 반제품을 주조하는 단계; 상기 강의 조성을 갖는 반제품을 1100 내지 1300℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 반제품을 890℃ 또는 그 이상의 최종 압연 온도를 갖도록 압연하는 단계; 상기 압연 종결과 이어지는 급속냉각 공정 사이의 지연 시간을, 그 시간과 최종 압연 온도에 의해 결정되는 지점이 도 1의 ABCD’E’F’A, 더 바람직하게는 ABCDEFA에 의해 한정되는 영역 내에 위치하도록 유지하는 단계; 강판을 580℃ 이하에서 코일링하는 단계;를 포함한다.
바람직하게는, 상기 반제품은 강철 롤 사이에서 얇은 띠 형태로 주조된다.
다른 바람직한 특징에 따르면, 냉간압연 강판은 코일링 된 후 30% 또는 그 이하의 변형률로 냉간 변형 공정을 거친다.
또한, 본 발명은 냉간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판에 관한 것으로, 이 강판은 강도가 950MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 45000 이상이며, 화학적 조성(중량%)은: 0.5% ≤ C ≤ 0.7%; 17% ≤ Mn ≤24%; Si ≤ 3%; Al ≤ 0.050%; S ≤ 0.030%; P ≤ 0.080%; N ≤ 0.1%를 포함하고, 선택적으로: Cr ≤ 1%; Mo ≤ 0.40%; Ni ≤ 1%; Cu ≤ 5%; Ti ≤ 0.50%; Nb ≤ 0.50%; V ≤ 0.50% 중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되며, 강판의 표면적에 대한 재결정 부분의 표면적의 비율이 75% 이상이고, 강판의 표면적에 대한 석출 탄화물의 표면적의 비율이 1.5% 이하이며, 평균 입자 크기가 6 마이크론 이하이다.
또한, 본 발명은 냉간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판의 제조 방법에 관한 것으로, 상기한 방법에 의해 열간 압연 강판을 제조하는 단계; 및 적어도 하나 이상의 냉간 압연 단계 이후에 어닐링 공정를 수행하는 단계;를 포함하며, 각 단계는: 상기 강판을 냉간 압연하는 단계, 600 내지 900℃의 온도에서 10 내지 500 초 동안 어닐링한 후, 0.5℃/s 이상의 냉각률로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 최종 냉간 압연 단계 및 이어지는 어닐링 공정 이전에, 오스테나이트 입자의 크기가 18 마이크론 이하인 것을 특징으로 한다.
바람직하게는, 상기 최종 어닐링 후, 30% 또는 그 이하의 등량 변형률로 냉간 변형 공정이 수행된다.
또한, 본 발명은 전술한 바와 같은 열간압연 또는 냉간압연된 강판 또는 전술한 바와 같은 방법을 이용하여 제조된 강판을 정역학적으로 또는 동역학적으로 응력을 받는 보강부재의 제조에 사용하는 방법에 관한 것이다.
이하, 본원 발명의 특징 및 장점을 첨부된 도면을 참조한 실시예를 통하여 더 상세하게 설명한다.
도 1은 최종 열간압연 온도의 영향과, 코일링(coiling) 후 재결정된 부분에 대한 열간압연 종점과 이어지는 급속냉각 공정의 시점 사이의 시간지연(delay)의 영향을 보여주는 도면;
도 2는 굽힙 파괴에서 임계변형에 대한 재결정 부분의 영향을 보여주는 도면;
도 3은 석출 탄화물의 표면적 비율에 대한 코일링(coiling) 온도의 영향을 보여주는 도면;
도 4는 입자 사이 탄화물 석출의 일 예를 보여주는 현미경 사진;
도 5는 P(강도 × 파단 연신률)에 대한, 석출 탄화물의 표면적 비율 및 균일한 입자 크기의 영향을 보여주는 도면;
도 6은 Fe-C-Mn 강판, 특히 열연 강판의 강도에 대한 평균 오스테나이트 입자 크기의 영향을 보여주는 도면;
도 7은 냉간 압연된 Fe-C-Mn 강판의 강도에 대한 등량 변형률의 영향을 보여주는 도면;
도 8은 강판의 강도, 특히 냉연 강판의 강도에 대한 평균 오스테나이트 입자 크기의 영향을 보여주는 도면;
도 9는 냉연강판의 특정 인열 저항 에너지에 대한 평균 오스테나이트 입자 크기의 영향을 보여주는 도면;
도 10은 냉연 강판의 샤르피 파괴 에너지(Charpy fracture energy)에 대한 평균 오스테나이트 입자 크기의 영향을 보여주는 도면;
도 11은 굽힘시 임계 파괴 변형에 대한 평균 오스테나이트 입자 크기의 영향을 설명하는 도면;
도 12는 파괴전 최대 드로잉(drawing) 깊이와 평균 오스테나이트 입자 크기 의 상관관계를 보여주는 도면이다.
본 발명자는 많은 시도 끝에, 다음의 조건들을 준수함으로써, 전술한 다양한 요구사항들이 만족될 수 있음을 발견하였다:
강의 화학적 조성에 있어서, 탄소는 미세구조의 형성에 있어서 매우 중요한 역할을 한다. 즉, SFE를 증가시키고, 오스테나이트상(ausitic phase)에 안정성을 제공한다. 탄소 함량 0.5% 또는 그 이상에, 17% 내지 24%(중량%) 함량의 망간이 조합되면, 이러한 안정성이 얻어진다. 그러나 탄소 함량이 0.7% 이상이면, 특히 강이 코일링 공정에서 냉각되는 경우에는, 산업상 제조과정에서 특정 온도 싸이클 중 일어나는 탄화물의 석출을 방지하는 것이 어려워지며, 이는 연성과 인성을 모두 감소시킨다.
망간은 또한 강도를 증가시키고 적층결함에너지를 증가시키며 오스테나이트 상을 안정화하는데 필수적인 요소이다. 망간의 함량이 17% 이하이면, 마르텐사이트 상(martensitic phases)이 형성될 위험이 있으며, 이러한 상은 변형성을 크게 감소 시킨다. 더욱이, 망간 함량이 24% 이상이면, 실내온도에서 연성이 감소된다. 또한, 비용적인 측면에서도, 망간 함량이 증가하는 것은 바람직하지 못하다.
알루미늄은 특히 강의 산소제거에 매우 효과적인 요소이며, 탄소와 같이 적층결함에너지를 증가시킨다. 그러나, 만일 망간 함량이 높은 강에 알루미늄이 지나치게 높은 함량으로 포함되면 문제를 유발한다. 이는 망간이 액화된 철의 질소 용 해도를 증가시키기 때문으로, 만일 지나치게 많은 양의 알루미늄이 강에 존재하게 되면, 질소가 알루미늄과 결합하여 질화 알루미늄의 형태로 석출되며, 이는 열간 변형 중 결정립계(grain boundary)의 이동을 방해하고 크랙 생성 위험을 상당히 증가시킨다. 0.050% 또는 그 이하의 알루미늄 함량은 질화 알루미늄(AlN, aluminum nitride)의 석출을 방해한다. 따라서 응고 중 이러한 석출과 부피결함(기포)의 형성을 방지하기 위해서, 질소 함량이 0.1%를 초과해서는 안된다.
또한, 실리콘은 강의 산소제거 및 고체 상(phase)의 경화에 효과적인 요소이다. 그러나 3% 이상의 함량을 가지면, 결합 공정 중 바람직하지 못한 산화물을 형성하는 경향이 있으며, 따라서 실리콘 함량은 이 한계치 이하로 유지되어야 한다.
황(sulfur)과 인(phosphorus)은 결정립계를 부서지기 쉽게 하는 불순물이다. 이들의 함량은 충분한 고온연성(hot ductility)을 유지하기 위해 각각 0.030% 및 0.080%를 초과해서는 안된다.
크롬과 니켈은 고용경화에 의한 강의 강도를 증가시키기 위해 선택적인 요소로 사용될 수 있다. 그러나 크롬은 적층결함에너지를 감소시키기 때문에, 그 함량이 1%를 넘어서는 안된다. 니켈은 높은 파단 연신률의 획득에 기여하며, 특히 인성을 증가시킨다. 그러나, 비용적인 측면에서 니켈함량을 1% 또는 그 이하로 줄이는 것이 바람직하다. 비슷한 이유에서, 몰리브덴이 0.40% 또는 그 이하로 첨가될 수 있다.
마찬가지로, 5%를 넘지 않는 구리의 첨가가 구리 금속의 석출에 의해 강의 경도를 증가시키는 하나의 선택적인 방법이 될 수 있다. 그러나, 이러한 함량을 초 과하면, 구리는 열간압연된 강판의 표면 결함을 발생시킬 수 있다.
또한, 티타늄(Ti), 니오브(Nb, niobium), 바나듐(V)은 탄질화물(carbonitride)을 석출하여 경도를 얻는데 선택적으로 사용될 수 있는 요소들이다. 그러나 Nb 또는 V 또는 Ti 함량이 0.50%를 넘어서면, 지나친 탄질화물의 석출에 의해 인성을 약화시킬 수 있으며, 이러한 인성의 약화는 피해야 한다.
본 발명에 의한 제조 공정을 수행하는 방법은 다음과 같다. 위에서 언급한 바와 같은 조성을 갖는 강(steel)을 용해한다. 용해된 강은 잉고트(ingot) 형태로 주조하거나 약 200mm의 두께의 슬라브 형태로 연속 주조할 수 있다. 상기 강은 또한 수십 미리미터의 두께를 갖는 얇은 슬라브 형태로 주조할 수도 있다. 여기서는 본 발명이 평평한 제품에 적용되는 경우를 설명하고 있지만, 물론 Fe-C-Mn 강으로 만들어지는 긴 제품에도 동일한 방법으로 적용될 수 있다.
우선, 이러한 주조 반제품을 1100℃ 내지 1300℃ 사이의 온도까지 가열한다. 이는 모든 지점이 압연(rolling) 중 강의 큰 변형에 유리한 온도범위에 도달하도록 하기 위함이다. 그러나, 재가열 온도는, 망간 및/또는 탄소 분리 영역에 도달될 수 있는 고상선 온도(solidus temperature)에 지나치게 가깝게 되지 않고 고온 성형에 해로운 액체 상태의 국부적 내습이 일어나지 않도록, 1300℃를 넘어서는 안된다. 물론, 얇은 슬라브의 직접 주조의 경우에는, 중간 재가열 단계를 거치지 않고, 이러한 반제품을 위한 열간 압연 단계가 주조 후에 바로 수행될 수 있다.
반제품은, 예를 들면 두께 2 내지 3mm의 열간압연강대(hot-rolled strip)로 열간압연된다. 본 발명에 따른 강의 낮은 알루미늄 함량은 압연 중 고온 변형성을 약화시키는 AlN의 지나친 석출을 방지한다. 연성의 부족으로 인한 파괴 문제를 피하기 위해, 최종 압연 온도는 890℃ 또는 그 이상이어야 한다.
더욱이, 산업 라인이 예를 들면 최종 열간 압연 단계와 코일링 사이에 위치하는 워터 스프레이에 의해 작동하는 급속 냉각 장치를 포함하는 것은 알려져 있다. 이러한 장치들은 산업 라인이 지나치게 길어지지 않도록 제품의 자연 냉각률을 증가시킨다.
본 발명자는, 주어진 최종 압연 온도와 관련하여, 코일링 후 압연된 제품에서 만족할만한 재결정을 얻기 위해, 도 1에 나타난 바와 같이 압연의 종점과 급속 냉각의 시점 사이에 최소 시간 지연이 지켜져야 함을 알았다. 이러한 시간지연 동안, 제품은 자연 냉각된다. 따라서 890℃에서 12초, 905℃에서 4초의 최소 시간 지연은 완벽한 재결정화를 가능하게 한다. 더 일반적으로, 도 1의 ABCDEFA로 한정되는 영역 내에 놓이는 변수들(온도 및 최소 시간 지연)은 만족스러운 제조 조건 하에서 완벽한 재결정화를 발생시킨다. 이러한 조건들(온도 및 최소 시간 지연)이 ABCD’E’F’A로 한정되는 영역 내에 놓일 때, 최소 75%에 대응하는 재결정화를 얻을 수 있다. 도 2는 굽힘에서 크랙(crack)이 나타나는 임계 변형에 대한 재결정화 부분의 영향을 보여준다. 큰 굽힘성, 보다 일반적으로 큰 변형성은 50% 이상의 큰 임계 변형 값을 요구한다. 도 2는 압연 후 재결정화 부분이 75% 이상일 때, 이러한 값이 얻어지는 것을 보여준다.
압연 후, 강대(strip)는 후술하는 바와 같이 특정 기계적 특성을 감소시키는 탄화물(필수적으로 시멘타이트((Fe,Mn)3C))의 석출이 크게 발생되지 않는 온도에서 코일링 되어야 한다. 도 3은 석출 탄화물의 표면적 비율에 대한 코일링 온도의 영향을 나타낸다. 탄화물의 석출은, 도 4의 현미경 사진에서와 같이, 본질적으로 오스테나이트 결정립계에서 발생한다.
도 5는, 일정한 입자 크기를 위하여, 열간압연 후 P(인장 강도와 파단 연신율의 곱)에 대한 이러한 석출의 영향을 보여준다. 따라서, 이 변수의 값이 높은 것은 높은 강도와 높은 연성의 조합을 나타낸다. 45000(MPa×%) 이상의 P값을 얻기 위해서는, 석출 탄화물의 표면적 비율이 1.5% 이하로 되어야 한다. 이러한 탄화물 석출의 불리한 면은 열간압연 강판과, 냉간압연 및 어닐링된 강판 모두에 적용되기 때문에, 두가지 모두에서 최대한 허용될 수 있는 레벨을 따라야 한다.
도 3에 나타난 결과에 의하면, 코일링 온도가 580℃ 이하일 때, 열간압연 제품에 대해 이러한 조건들이 만족되고 있다.
또한, 도 6은 강도에 대한 오스테나이트 입자의 평균 크기의 영향을 보여준다. 이 도면에 따르면, 열간압연 제품의 경우 강도가 900MPa 이하가 되지 않도록 하기 위해 입자 크기는 18마이크론을 초과해서는 안된다.
본 발명자는 또한 열간압연 제품에서 다음의 조건하에서 더 우수한 기계적 특성들을 얻어질 수 있음을 증명하였다: 입자크기가 10마이크론 이하이고, 재결정 부분의 표면적 비율이 100%이며, 석출 탄화물의 표면적 비율이 0%이면 P값(Rm × 파단 연신률)이 60000 이상이 된다.
전술한 공정에 의해 얻어지는 열간압연 강대는 냉간 압연 및 이어지는 어닐링 단계를 거칠 수 있다. 이러한 추가 단계에 의해 열간압연 강대에서 얻어지는 것보다 더 미세한 입자 크기를 얻을 수 있으며, 이에 따라 더 높은 강도 특성이 얻어진다. 일반적으로 0.2mm 내지 4mm 범위의 작은 두께의 제품을 얻기 위해서는 이러한 공정이 반드시 수행되어야 한다.
전술한 바와 같은 공정에 의해 얻어지는 열간압연 제품은 일반적인 방법으로 가능한 사전 피클링(pickling) 작업을 거친 후에 냉간 압연 된다.
이러한 압연 단계를 거친 후에는 입자가 크게 가공 경화되며, 재결정화 어닐링 작업이 필요하다. 이러한 처리는 연성을 회복시키는 동시에 강도를 감소시키는 효과가 있다. 따라서 적용에 필요한 강도와 파단 연신률의 조합을 얻을 수 있도록 어닐링 열처리가 조정되어야 한다. 바람직하게는, 이러한 어닐링은 연속적으로 수행된다.
이러한 어닐링은 600 내지 900℃의 온도에서 10초 내지 500초간 수행되어야 하며, 침지(soak) 종점에서 냉각률은 탄화물의 석출을 막기 위해 0.5℃/s 이상으로 충분히 빨라야 한다. 상기 변수들은, 18마이크론 또는 그 이하의 열연제품의 초기 평균 입자 크기에서 시작하여 0.5 내지 15 마이크론의 열연 강판의 평균 입자 크기를 얻을 수 있게 한다.
특정한 수행 방법에 의하면, 두께는 냉간 압연에 의해 감소될 수 있으며, 하나의 압연 단계가 아닌 두 번 이상의 압연 단계에 의해 이루어질 수 있다. 각 압연 단계 후에는 어닐링 공정이 수행된다. 마지막 압연 및 어닐링 단계 이전의 입자 크 기는, 최종 제품의 강도 및 변형성이 감소되지 않도록 18마이크론을 넘어서는 안된다.
냉간압연 강판은, 열간압연 강판의 경우에서 언급한 바와 같은 이유로, 냉간 성형 중 만족스러운 변형성을 얻기 위해 75% 이상의 충분한 재결정 부분을 가져야 한다.
열간압연강판의 경우에서와 같이, P(Rm × 파단 연신률)가 45000(MPa×%) 이상이 되도록 석출탄화물의 표면적 비율이 1.5% 이하여야 한다.
본 발명에 따른 공정에 의해 열간압연 또는 냉간압연 후 얻어진 강판들은 뛰어난 연성을 특징으로 한다. 가소성을 크게 보존하기 때문에, 연성을 조금 낮춤으로써 더 큰 강도 값을 얻을 수 있다. 전술한 공정에 따른 코일링 후의 열간압연 강판, 또는 냉간압연 및 어닐링된 강판은, 최종 어닐링 후에, 예를 들면 스킨 패스 롤링(skin-pass rolling), 리버스 벤딩 텐션 레벨링(reverse bending tension leveling), 간단한 드로잉(drawing) 또는 다른 적당한 공정에 의해 추가 냉간 변형 작업이 실행된다. 도 7은 강도에 대한 등량 변형률의 영향을 보여준다: 변형률의 영향은 넓은 범위에 걸쳐 비교적 선형적이며, 평균적으로 1%의 변형이 강도를 10MPa 증가시킨다. 그러나, 추가 변형이 30%를 초과하면, 제품의 초기 연성이 지나치게 감소하며, 이러한 한계치를 초과하여서는 안된다.
도 8에 도시된 바와 같이, 냉간압연 강판의 입자크기가 6마이크론 이하이면 950MPa 이상의 강도를 얻을 수 있다.
예를 통해서 보여지는 다음 결과들은 본 발명에 의해 제공되는 유리한 특성들, 특히 정역학적 또는 동역학적인 응력 모드 하에서 결함이 있는 경우 또는 없는 경우 변형성에 관한 유리한 특성을 보여줄 것이다.
예 1:
C 0.6%, Mn 22%, Si 0.2% 조성(중량%)을 갖는 강을 용해하였다. 반제품을 3.6 mm 두께를 얻기 위해 1185℃로 가열하고 965℃에서 열간압연 하였다. 냉각에 앞서 3.5초의 홀딩 시간을 유지하였다. 450℃ 이하의 온도에서 냉각하였다. 하기의 표 1에서 “I”로 표시된 제조 조건이 본 발명에 대응된다. 이에 따라 얻어진 입자의 평균 크기는 약 9.5 마이크론(microns)이었으며, 구조는 100% 재결정화되었고 탄화물(carbide) 부분은 0%였다. 이러한 열연강판에서 얻어지는 정적 기계적 특성들은 특히 우수하였다. 즉, 강도는 1012 MPa, 파단 연신률은 65.4%, 이들의 곱(P)은 66184였다.
동일한 조성으로, 발명의 조건에 대응되지 않는 열기계적(thermomechanical) 구성이 실행되었으며, 석출 탄화물의 표면적 비율이 1.5% 이상 발생하였다(R3로 표시된 조건).
본 발명에 의한 강(steel)은 또한 매우 비슷한 강도 수준을 갖는 “R4”로 표시된 열간압연 인용 강과 비교하였다. 이것은 복합구조(페라이트(ferrite), 베이나이트(bainite), 오스테나이트(austenite), 마르텐사이트(martensite))를 갖는 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강이었다. 이 강(steel)은 다음의 조성( 중량%)을 갖는다: C 0.20; Mn 1.7; Si 1.6; S 0.003; P 0.080; Al 0.050; 및 Cu, Cr, Ni, Mo, N 0.001.
작은 두께(t=3mm)를 갖는 샤르피V(Charpy V) 시험편에 대해 +20℃ 와 -60℃의 온도에서 동역학적 파괴 시험을 수행하였다. 이러한 시험의 결과는 표 1에 나타나 있다.
Figure 112006005140235-pct00001
본 발명에 따른 강(steel)은 비교 강보다 상당히 우수한 인성(toughness property)을 갖는다. 이러한 우월성은 실내 온도에서 명백히 나타나며, 또한 극저온의 큰 응력 조건하에서도 명백히 나타난다. 따라서 동력학적 조건하에서 매우 우수한 인성을 얻는 방법에 대한 문제가 해결된다.
예 2:
하기의 표 2에 나타난 조성(중량%)을 가진 강을 용해하였다. 강 I1과 I2 외에, 참조 비교 강들의 조성이 주어져 있으며, 이들은 이중 상 강(R1, dual-phase steel)과 TRIP 강(R2)으로, 강도 수준(1000MPa)은 비슷한 범위내에 있다.
강 I1 및 I2의 반제품을 3mm의 두께를 갖도록 1200℃에서 재가열하여 920℃에서 열간압연 하였다. 그런 다음, 냉각에 앞서 10초의 홀딩 시간을 유지한 후, 450℃에서 코일링 하였다. 이러한 조건 하에서 얻어진 평균 입자 크기는 10마이크론이었다. 구조는 석출 탄화물 없이 완벽히 재결정화되었다.
Figure 112006005140235-pct00002
강 I1은 이후 냉간압연하고, 다시 3 내지 100 마이크론 범위의 다양한 오스테나이트 입자 크기를 만드는 조건 하에서 어닐링하였다. 표 3은 어닐링 및 재결정 조건(조건 a) 내지 d))을, 표 4는 이러한 조건하에서 얻어질 수 있는 기계적 인장 특성, 즉 강도, 파단 연신률 및 P(강도 × 파단 연신률)를 나타낸다.
제조 조건 b)하에서, 냉간압연과 800℃에서의 어닐링 이전의 평균 입자 크기는 100마이크론이다.
650℃에서 1초간의 어닐링과 65%의 냉간압연 감소율은 45%의 부분적 재결정만을 발생시킨다. 재결정 부분의 평균입자크기는 1 마이크론 내지 10 마이크론 범위에서 매우 흩어져 있다.
강 I2는 또한 55%의 감소 비율로 냉간압연하고, 700℃에서 120 초간 어닐링 하였으며, 0.5℃/s 이상의 비율(표 3의 조건 e))로 공기 중에서 냉각되었다. 이에 따라 1.5 마이크론의 평균입자크기와 1%의 석출 탄화물의 표면적 비율이 얻어졌다.
조건e)에서 시작하여, 다음으로 850℃에서 60 초간 침지와 함께 열처리 및 이어지는 수냉에 의해(표 3의 조건f)), 지나치게 입자가 거칠어지지 않으면서 이러한 석출 탄화물 부분을 줄일 수 있다.
Figure 112006005140235-pct00003
Figure 112006005140235-pct00004
강 제조 조건 a)는 상기 발명에 대응되며, 높은 값의 강도 및 변수 P가 얻어진다. 조건 b)하에서, 냉간압연 이전의 100 마이크론의 입자 크기는 상기 언급된 18 마이크론의 입자크기를 초과하며, 마지막 입자크기(15 마이크론)는 역시 상기된 6 마이크론의 입자 크기보다 크다. 조건 c)하에서, 냉간압연 강판의 100 마이크론의 입자 크기 역시 매우 크다. 따라서, 조건 b)와 조건 c)에서는 만족스럽지 못한 값의 변수 P 및 강도가 얻어진다.
조건 d)는 재결정이 충분하지 못한 상황에 대응되며(재결정 부분: 45%, 즉 상기된 값 75%보다 낮다), 낮은 값의 변수 P가 얻어진다.
강 I2의 경우, 제조 조건 e)가 1.5 마이크론의 미세한 입자 크기 및 1.5% 이하의 석출 탄화물의 양과 관련이 있다. 강 f)의 경우에서와 같은 방법으로, 미세한 입자 크기는 높은 값의 강도 및 변수 P가 얻어지게 한다.
또한, 36 × 55 mm2 면적을 가지고 8mm 깊이의 초기 노치를 포함하는 CT(Compact Tension) 유형 시편에 대해 파괴 강도 테스트가 수행되었다. 이 테스트는 실내온도에서 수행되었으며, 하중과 변위에 대한 기록을 포함하였다. 특정 파괴 에너지를 구하기 위해, 힘-변위 곡선하의 면적에 의해 결정되는 여러 강의 파괴 에너지를 마찰표면의 면적으로 나누었다. 도 9는, 석출 탄화물을 포함하지 않는 작은 입자 크기의 재결정 강이 최고의 파괴 인성을 갖는다는 것을 보여준다. 유사한 입자 크기에서, 1% 함량의 석출 탄화물은 인성을 약 1/3로 줄인다. 매우 낮은 파괴 인성은 또한 평균 입자 크기가 100 마이크론까지 증가하거나 재결정화가 아주 충분분할 때 발견된다.
도 9는 또한 본 발명에 의해 제조된 강판이 비교 강 R1 및 R2보다 우수한 인성을 제공한다는 사실을 보여준다. 동등한 강도를 위해서는 이러한 강판들에 비해 파괴 인성이 2배 내지 3배 커지기 때문이다.
또한, 20℃ 내지 -100℃ 온도 범위에서 감소된 두께(t=1 내지 1.3 mm)를 갖는 샤르피V 시험편에 대해 동역학적 파괴 테스트가 수행되었다. 파괴 에너지의 감소는 저온에서는 발견되지 않았다. 강 I1의 다양한 냉간압연 및 어닐링 조건과, 입자 크기에 따른 파괴 에너지의 변화가 도 10에 나타나 있다. 정적 파괴에서와 유사하게, 지나치게 큰 입자 크기 또는 불충분한 재결정화는 파괴 에너지를 감소시킨다. 비교를 위해, 상기 강 R2의 20℃ 및 -20℃에서의 파괴 에너지값을 또한 도시하였다: 본 발명의 미세 입자 강은 동역학적 조건하에서 이러한 비교 강보다 높은 인장 값을 얻을 수 있다. 또한, 전술한 바와 같이, 본 발명에 의한 강들은, 연성/취성 천이온도(ductile/brittle transition temperature)를 나타내는 비교 강들과는 달리 사실상 온도 변화에 둔감하다. 따라서 매우 큰 충격(매우 낮은 사용온도, 큰 변형률)이 작용하는 경우에도, 본 발명에 의한 강을 사용하면 갑작스런 파괴의 위험을 피할 수 있다.
본 발명에 의한 강은, 노치 파괴 강도 특성 외에도, 비교적 복잡한 부품의 제조에서 매우 큰 변형성을 나타낸다. 도 11은 표 3의 여러 제조 조건하에서, 즉 3 내지 100 마이크론 사이의 평균 입자 크기에 대하여, 강 I1의 굽힘 특성을 보여준다. 이전에 보인 바와 같이, 6 마이크론 이하의 평균 입자 크기는, 950MPa 이상의 강도가 얻어지는 이점 외에도, 굽힘에 대해 매우 훌륭한 변형성을 얻을 수 있게 한다. 여기서도, 불충분한 재결정은 나쁜 결과를 가져온다.
또한, 도 12는 복잡한 변형 조건하에서 본 발명에 의한 냉연가공 및 어닐링된 강의 장점을 나타낸다. 복잡한 변형 조건은, 소재의 팽창가공 및 넥킹에서 응력을 가하는 십자형 도구(cruciform tool)를 이용한 드로잉(drawing) 테스트에서 일어나는 것과 같은 조건이다. 상기 테스트는 300 × 300 mm2의 크기를 갖는 반제품에 대하여 60mm의 높이를 갖는 도구로 실행되었다. 도 12는 파괴전 최대 드로잉(drawing) 깊이를 나타낸 것으로, 작은 입자 크기를 갖는 본 발명에 따른 강이 비교 강 R1 및 R2에 비해 현저히 우수한 특성을 갖는 것을 알 수 있다.
따라서, 동일한 강도에 대하여, 본 발명에 의한 강은 종래의 이상 조직 강(R1, dual-phase steel) 및 TRIP강(R2)에 비해 매우 큰 변형이 가능하며, 큰 인성을 갖는다. 또한, 등량 변형에 대하여, 강도 수준이 매우 높다. 본 발명에 의한 강이 자동차 산업 분야에서 사용되면, 차량의 무게를 줄이면서 충돌시 안정성을 높이는데 매우 효과적으로 기여할 수 있다. 따라서, 본 발명에 의한 열간압연 또는 냉간압연 강판은, 바람직하게는 정적 또는 동적인 부하 조건하에서 매우 우수한 기계적 특성을 요하는 보강 부품의 제조에 사용될 수 있다.

Claims (11)

  1. 강도가 900MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 45000 이상이며, 화학적 조성(중량%)은:
    0.5% ≤ C ≤ 0.7%
    17% ≤ Mn ≤24%
    0% < Si ≤ 3%
    0% < Al ≤ 0.050%
    0% < S ≤ 0.030%
    0% < P ≤ 0.080%
    0% < N ≤ 0.1%
    를 포함하고, 선택적으로:
    0% < Cr ≤ 1%
    0% < Mo ≤ 0.40%
    0% < Ni ≤ 1%
    0% < Cu ≤ 5%
    중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되며, 강판의 표면적에 대한 재결정 부분의 표면적의 비율이 75% 이상이고, 강판의 표면적에 대한 석출 탄화물의 표면적의 비율이 1.5% 이하이며, 평균 입자 크기가 18 마이크론 이하인, 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판.
  2. 강도가 900MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 60000 이상이며, 그 화학적 조성(중량%)은:
    0.5% ≤ C ≤ 0.7%
    17% ≤ Mn ≤24%
    0% < Si ≤ 3%
    0% < Al ≤ 0.050%
    0% < S ≤ 0.030%
    0% < P ≤ 0.080%
    0% < N ≤ 0.1%
    를 포함하고, 선택적으로:
    0% < Cr ≤ 1%
    0% < Mo ≤ 0.40%
    0% < Ni ≤ 1%
    0% < Cu ≤ 5%
    중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되며, 강판의 표면적에 대한 재결정 부분의 표면적의 비율이 100%이고, 강판의 표면적에 대한 석출 탄화물의 표면적의 비율이 0%이며, 평균 입자 크기가 10 마이크론 이하인, 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판.
  3. - 화학적 조성(중량%)이:
    0.5% ≤ C ≤ 0.7%
    17% ≤ Mn ≤24%
    0% < Si ≤ 3%
    0% < Al ≤ 0.050%
    0% < S ≤ 0.030%
    0% < P ≤ 0.080%
    0% < N ≤ 0.1%
    를 포함하고, 선택적으로:
    0% < Cr ≤ 1%
    0% < Mo ≤ 0.40%
    0% < Ni ≤ 1%
    0% < Cu ≤ 5%
    중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되는 강을 용해하는 단계;
    - 상기 강으로 반제품을 주조하는 단계;
    - 상기 강의 조성을 갖는 반제품을 1100 내지 1300℃의 온도로 가열하는 단계;
    - 상기 반제품을 890℃ 또는 그 이상의 최종 압연 온도를 갖도록 압연하는 단계;
    - 상기 압연의 종점과 이어지는 급속냉각 공정 사이의 지연 시간을, 그 시간과 최종 압연 온도에 의해 결정되는 지점이 하기의 도 1의 ABCD’E’F’A에 의해 한정되는 영역 내에 위치하도록 유지하는 단계;
    - 강판을 580℃ 이하에서 코일링하는 단계;
    를 포함하는 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판의 제조 방법:
    Figure 112011018596342-pct00017
    .
  4. 제3항에 있어서,
    상기 반제품은 강철 롤 사이에서 띠(스트립) 형태로 주조되는 것을 특징으로 하는 방법.
  5. 제3항 또는 제4항에 있어서,
    상기 강판은, 상기 코일링 이후에 30% 또는 그 이하의 등량 변형률(equivalent deformation ratio)로 냉간변형되는 것을 특징으로 하는 방법.
  6. 강도가 950MPa 이상이고, 강도(MPa)와 파단 연신률(%)의 곱이 45000 이상이며, 화학적 조성(중량%)은:
    0.5% ≤ C ≤ 0.7%
    17% ≤ Mn ≤24%
    0% < Si ≤ 3%
    0% < Al ≤ 0.050%
    0% < S ≤ 0.030%
    0% < P ≤ 0.080%
    0% < N ≤ 0.1%
    를 포함하고, 선택적으로:
    0% < Cr ≤ 1%
    0% < Mo ≤ 0.40%
    0% < Ni ≤ 1%
    0% < Cu ≤ 5%
    중 하나 또는 그 이상을 포함하고, 나머지 성분은 철과 용해에 따른 불순물로 구성되며, 강판의 표면적에 대한 재결정 부분의 표면적의 비율이 75% 이상이고, 강판의 표면적에 대한 석출 탄화물의 표면적의 비율이 1.5% 이하이며, 평균 입자 크기가 6 마이크론 이하인, 냉간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판.
  7. - 제3항 또는 제4항의 방법에 의해 열간 압연 강판을 제조하는 단계; 및
    - 적어도 하나 이상의 냉간 압연 단계 이후에 어닐링 공정를 수행하는 단계;를 포함하며, 상기 각 단계는:
    - 상기 강판을 냉간 압연하는 단계,
    - 600 내지 900℃의 온도에서 10 내지 500 초 동안 어닐링한 후, 0.5℃/s 이상의 냉각률로 냉각하는 단계를 포함하고,
    - 상기 최종 냉간 압연 단계 및 이어지는 어닐링 공정 이전에, 오스테나이트 입자의 크기가 18 마이크론 이하인 것을 특징으로 하는 냉간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 최종 어닐링 후, 30% 또는 그 이하의 등량 변형률(equivalent deformation ratio)로 냉간 변형 공정이 수행되는 것을 특징으로 하는 방법.
  9. 제1항, 제2항 또는 제6항에 따른 강판을 정역학적 또는 동역학적으로 응력을 받는 보강 부재의 제조에 사용하는 방법.
  10. 제3항 또는 제4항의 방법에 의해 제조된 강판을 정역학적 또는 동역학적으로 응력을 받는 보강 부재의 제조에 사용하는 방법.
  11. 제3항에 있어서,
    상기 압연의 종점과 이어지는 급속냉각 공정 사이의 지연 시간을, 그 시간과 최종 압연 온도에 의해 결정되는 지점이 하기의 도 1의 ABCDEFA에 의해 한정되는 영역 내에 위치하도록 유지하는 것을 특징으로 하는, 열간압연된 오스테나이트 철/탄소/망간 강판의 제조 방법:
    Figure 112011018596342-pct00018
    .
KR1020067001594A 2003-07-22 2004-07-08 높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판 KR101127532B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0308953A FR2857980B1 (fr) 2003-07-22 2003-07-22 Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
FR03/08953 2003-07-22
PCT/FR2004/001795 WO2005019483A1 (fr) 2003-07-22 2004-07-08 Procede de fabrication de toles d’acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20060040718A KR20060040718A (ko) 2006-05-10
KR101127532B1 true KR101127532B1 (ko) 2012-04-18

Family

ID=33560999

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020067001594A KR101127532B1 (ko) 2003-07-22 2004-07-08 높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판

Country Status (17)

Country Link
US (3) US8926772B2 (ko)
EP (1) EP1649069B1 (ko)
JP (2) JP4829787B2 (ko)
KR (1) KR101127532B1 (ko)
CN (1) CN100381589C (ko)
AR (1) AR046511A1 (ko)
BR (1) BRPI0412867B1 (ko)
CA (1) CA2533023C (ko)
ES (1) ES2626594T3 (ko)
FR (1) FR2857980B1 (ko)
HU (1) HUE035199T2 (ko)
MX (1) MXPA06000877A (ko)
PL (1) PL1649069T3 (ko)
RU (1) RU2318882C2 (ko)
TW (1) TW200512304A (ko)
WO (1) WO2005019483A1 (ko)
ZA (1) ZA200600619B (ko)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101726081B1 (ko) * 2015-12-04 2017-04-12 주식회사 포스코 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR20200088469A (ko) * 2017-12-07 2020-07-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고 Mn 강 및 그 제조 방법

Families Citing this family (56)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
WO2006048034A1 (de) * 2004-11-03 2006-05-11 Thyssenkrupp Steel Ag Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels “direct strip casting '
FR2881144B1 (fr) * 2005-01-21 2007-04-06 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese a haute resistance a la fissuration differee, et toles ainsi produites
KR100742823B1 (ko) * 2005-12-26 2007-07-25 주식회사 포스코 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법
SE531379C2 (sv) * 2006-06-08 2009-03-17 Nord Lock Ab Metod för att härda och belägga stålbrickor för låsning samt stållåsbricka
EP1878811A1 (en) * 2006-07-11 2008-01-16 ARCELOR France Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced
KR100856314B1 (ko) * 2006-12-26 2008-09-03 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고망간 고강도 강판
KR100851158B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5338257B2 (ja) * 2008-10-30 2013-11-13 Ｊｆｅスチール株式会社 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
DE102008056844A1 (de) * 2008-11-12 2010-06-02 Voestalpine Stahl Gmbh Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben
CN102439188A (zh) * 2009-04-28 2012-05-02 现代制铁株式会社 具有高强度和高延展性的高锰氮钢板及其制造方法
JP5003785B2 (ja) * 2010-03-30 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
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
CN102330019A (zh) * 2011-10-28 2012-01-25 上海大学 含钒低碳高强度高塑性的孪晶诱发塑性钢的制备方法
KR101353649B1 (ko) * 2011-12-23 2014-01-20 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법
US20150211088A1 (en) * 2011-12-23 2015-07-30 Posco Non-magnetic high manganese steel sheet with high strength and manufacturing method thereof
KR101461736B1 (ko) 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
EP2799571B1 (en) * 2011-12-27 2021-04-07 Posco Austenitic steel having excellent machinability and ultra-low temperature toughness in weld heat-affected zone, and method of manufacturing the same
CN104136647A (zh) * 2011-12-28 2014-11-05 Posco公司 在焊接热影响区具有优异机械加工性及韧性的耐磨奥氏体钢及其生产方法
ES2885758T3 (es) 2012-01-20 2021-12-15 Solu Stainless Oy Procedimiento para la fabricación de un producto de acero inoxidable austenítico
EP2940173B1 (en) 2012-12-26 2019-11-06 Posco High strength austenitic-based steel with remarkable toughness of welding heat-affected zone and preparation method therefor
CN105473748A (zh) 2013-08-14 2016-04-06 Posco公司 超高强度钢板及其制造方法
KR101543916B1 (ko) * 2013-12-25 2015-08-11 주식회사 포스코 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법
DE102014009534A1 (de) * 2014-06-25 2015-12-31 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahlprodukt zum Schutz elektrischer Bauteile vor mechanischer Beschädigung
MX2017004258A (es) 2014-10-01 2017-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero de alta resistencia para pozos de petróleo y productos tubulares para la industria del petróleo.
JP6082451B2 (ja) * 2015-03-18 2017-02-15 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびその製造方法
EP3095889A1 (en) * 2015-05-22 2016-11-23 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component made of austenitic steel
CN104862586A (zh) * 2015-06-24 2015-08-26 上海大学 一种超高强度中碳含镍高锰孪晶诱发塑性钢及制备方法
EP3117922B1 (en) 2015-07-16 2018-03-21 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component of austenitic twip or trip/twip steel
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법
KR101747034B1 (ko) 2016-04-28 2017-06-14 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
WO2017203313A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
WO2017203315A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203311A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203314A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Twip steel sheet having an austenitic matrix
WO2017203341A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of twip steel sheet having an austenitic matrix
RU2631069C1 (ru) * 2016-10-27 2017-09-18 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения листов из высокомарганцевой стали
KR101940874B1 (ko) * 2016-12-22 2019-01-21 주식회사 포스코 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법
KR101917473B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
KR101920973B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-21 주식회사 포스코 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
EP3617337A4 (en) * 2017-04-26 2020-03-25 JFE Steel Corporation Mn-RICH STEEL AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
CN108796383A (zh) * 2017-04-27 2018-11-13 宝山钢铁股份有限公司 一种含钛高强度高韧性无磁钢及其制造方法
MX2019012110A (es) * 2017-04-28 2019-11-28 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion de la misma.
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
SG11202001418YA (en) * 2017-09-01 2020-03-30 Jfe Steel Corp High-mn steel and production method therefor
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
JP6969451B2 (ja) 2018-03-08 2021-11-24 株式会社オートネットワーク技術研究所 車載制御装置、制御プログラム及び機器制御方法
KR20200046831A (ko) * 2018-10-25 2020-05-07 주식회사 포스코 표면품질 및 응력부식균열 저항성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법
KR102245226B1 (ko) * 2018-10-25 2021-04-28 주식회사 포스코 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법
KR102255827B1 (ko) * 2018-10-25 2021-05-26 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085855A1 (ko) * 2018-10-25 2020-04-30 주식회사 포스코 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085851A1 (ko) * 2018-10-25 2020-04-30 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
US20220354488A1 (en) 2021-05-10 2022-11-10 Cilag Gmbh International Absorbable surgical staples comprising sufficient structural properties during a tissue healing window
WO2023121222A1 (ko) * 2021-12-21 2023-06-29 주식회사 포스코 용접 열영향부 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US338A (en) * 1837-07-31 Machine for crimping leather for boots
FR775E (fr) * 1902-04-21 1903-03-30 Vallas Antoine Arret-de-bouts automatique instantané, bloc-envideur, pour doublage des fils de soie et autres applications
SE426661B (sv) * 1978-12-01 1983-02-07 Asea Ab Anordning for omroring vid kontinuerlig gjutning
JPS56119722A (en) * 1980-02-27 1981-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of nonmagnetic steel sheet
US5431753A (en) * 1991-12-30 1995-07-11 Pohang Iron & Steel Co. Ltd. Manufacturing process for austenitic high manganese steel having superior formability, strengths and weldability
FR2795744B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a basse teneur en aluminium pour emballage
FR2795742B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a moyen carbone calme a l'aluminium pour emballage
FR2795740B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
FR2795741B1 (fr) * 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
JP2003033803A (ja) * 2001-04-17 2003-02-04 Nisshin Steel Co Ltd 準安定オーステナイト系ステンレス鋼製無段変速機用ベルトの製造方法
DE10128544C2 (de) * 2001-06-13 2003-06-05 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs
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
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101726081B1 (ko) * 2015-12-04 2017-04-12 주식회사 포스코 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2017095049A1 (ko) * 2015-12-04 2017-06-08 주식회사 포스코 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
US11136637B2 (en) 2015-12-04 2021-10-05 Posco Wire rod having excellent low temperature impact toughness and manufacturing method therefor
KR20200088469A (ko) * 2017-12-07 2020-07-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고 Mn 강 및 그 제조 방법
KR102405388B1 (ko) 2017-12-07 2022-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고 Mn 강 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
EP1649069A1 (fr) 2006-04-26
KR20060040718A (ko) 2006-05-10
HUE035199T2 (en) 2018-05-02
BRPI0412867A (pt) 2006-10-03
ES2626594T3 (es) 2017-07-25
JP5814002B2 (ja) 2015-11-17
US8926772B2 (en) 2015-01-06
US20060278309A1 (en) 2006-12-14
JP2006528278A (ja) 2006-12-14
BRPI0412867B1 (pt) 2016-04-19
TW200512304A (en) 2005-04-01
ZA200600619B (en) 2006-11-29
US20150078954A1 (en) 2015-03-19
CN100381589C (zh) 2008-04-16
FR2857980B1 (fr) 2006-01-13
RU2318882C2 (ru) 2008-03-10
JP2011246817A (ja) 2011-12-08
AR046511A1 (es) 2005-12-14
MXPA06000877A (es) 2006-04-19
CN1846002A (zh) 2006-10-11
FR2857980A1 (fr) 2005-01-28
US9873931B2 (en) 2018-01-23
RU2006105382A (ru) 2006-06-27
EP1649069B1 (fr) 2017-04-19
JP4829787B2 (ja) 2011-12-07
CA2533023A1 (fr) 2005-03-03
WO2005019483A1 (fr) 2005-03-03
US20150078955A1 (en) 2015-03-19
CA2533023C (fr) 2011-08-30
PL1649069T3 (pl) 2017-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101127532B1 (ko) 높은 강도와 우수한 인성을 갖는 냉간 성형에 적합한오스테나이트 철강/탄소강/망간 강판의 제조 방법 및 그에따라 제조된 강판
KR101540507B1 (ko) 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101275895B1 (ko) 강도 및 연신율 특성이 매우 크고 균질성이 우수한 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 방법
KR101232972B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트
RU2147040C1 (ru) Высокопрочная двухфазная стальная пластина с повышенной жесткостью и пригодностью к сварке
KR100957963B1 (ko) 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
JP4161935B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
CN115244200A (zh) 高强度钢板及其制造方法
KR100957962B1 (ko) 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법
JP2004315857A (ja) 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR100957964B1 (ko) 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR100856314B1 (ko) 버링성이 우수한 고망간 고강도 강판
JPH1161327A (ja) 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
KR100928782B1 (ko) 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법
KR101988760B1 (ko) 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
JP3296591B2 (ja) 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3520105B2 (ja) 加工性、耐食性及び低温靭性に優れた高強度熱延薄鋼板及びその製造方法
JP3520119B2 (ja) 加工性、疲労特性及び低温靭性に優れた高強度熱延薄鋼板及びその製造方法
KR100946051B1 (ko) 용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법
KR20190077193A (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법
KR20220087850A (ko) 지연파괴 저항성이 향상된 볼트용 선재, 부품 및 그 제조방법
JP2002194443A (ja) 微細組織を有する加工用高張力熱延鋼板の製造方法
JP2002173737A (ja) プレス成形性に優れた高強度高延性冷延鋼板
KR20140010729A (ko) 고장력강 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E90F Notification of reason for final refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150309

Year of fee payment: 4