KR102436498B1 - 초고강도 최소 1100 MPa 및 우수한 연신율 21%을 갖는 열간압연강 물품 - Google Patents

초고강도 최소 1100 MPa 및 우수한 연신율 21%을 갖는 열간압연강 물품 Download PDF

Info

Publication number
KR102436498B1
KR102436498B1 KR1020197028109A KR20197028109A KR102436498B1 KR 102436498 B1 KR102436498 B1 KR 102436498B1 KR 1020197028109 A KR1020197028109 A KR 1020197028109A KR 20197028109 A KR20197028109 A KR 20197028109A KR 102436498 B1 KR102436498 B1 KR 102436498B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
rolled steel
weight
hot rolled
ultra
Prior art date
Application number
KR1020197028109A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20190128654A (ko
Inventor
라집 사하
사우랍 쿤두
에이 엔 바갓
Original Assignee
타타 스틸 리미티드
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 타타 스틸 리미티드 filed Critical 타타 스틸 리미티드
Publication of KR20190128654A publication Critical patent/KR20190128654A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102436498B1 publication Critical patent/KR102436498B1/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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • 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
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/22—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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

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

본 발명은 1100MPa 이상의 인장 강도 및 21% 이상의 연신율을 갖는 고강도 열간압연강 물품을 개시한다. 또한 상기 강철은 10% 이상의 균일 연신율 및 0.6 내지 0.7의 항복강도와 인장강도의 비를 갖는다. 또한 상기 강철은 19 내지 23.5 GPa% 범위의 인장 인성을 갖는다. 상기 개발된 강철은 주로 자동차 구조 응용 및 우수한 강도 및 연성의 조합이 매우 높게 요구되는 방위산업과 같은 많은 다른 분야를 목표로 한다. 상기 개발된 강철 물품은 다음과 같은 조성을 갖는다: C는 0.15 내지 0.23, Mn은 0.8 내지 2.1, Si는 0.3 내지 1.1, Cr은 0.8 내지 1.3, Mo은 0.08 내지 0.25, Nb는 0.018 내지 0.035, Ti은 0.01 내지 0.1, S는 최대 0.008, P는 최대 0.025, Al은 0.05 내지 0.3, 및 N은 최대 0.005이다. 상기 액체 금속을 슬래브 캐스팅으로 연속 캐스팅하였다. 상기 캐스팅된 슬래브를 1150℃ 보다 높은 온도에서 수 시간 동안 침지시킨 후, 열간압연 전에 변형에 의해 상기 캐스트 구조를 파괴하였다. 상기 슬래브를 오스테나이트 영역에서 마무리 압연 온도로 10mm 이상의 두께를 갖는 스트립으로 열간압연한 후, 다각형 페라이트를 피하기 위해 Ms 온도(마텐자이트 변형개시온도)보다 높지만 Bs 온도(베이나이트 변형개시온도)보다 낮게 냉각시켰다. 상기 언급한 특성을 갖는 강철은 기존 열간압연을 사용하여 개발되었다.

Description

초고강도 최소 1100 MPa 및 우수한 연신율 21%을 갖는 열간압연강 물품
본 발명은 1100 MPa 이상의 인장 강도 및 21 % 이상의 연신율을 갖는 고강도 열간압연강 물품을 개시한다. 또한 상기 강은 10 내지 12 % 이상의 균일 연신율 및 0.6 내지 0.7의 항복과 인장의 비를 갖는다. 또한 상기 개발 강철은 19 내지 23.5 GPa% 범위의 인장 인성을 가지며, 자동차 구조 및 하중지지 응용, 자동차 범퍼, 방위산업 장비 제작, 광업 등의 응용에 매우 적합하다.
자동차 부문에서 연료 소비를 감소시키고 그에 따라 배출량을 낮추고 높은 안전성 표준을 유지하기 위하여 보다 강한 강철의 사용이 요구된다. 고 연신율을 갖는 고급 고강도강(advanced high strength steels: AHSS)의 사용을 통해 두 가지 요구들이 모두 충족될 수 있었다. 초고강도강(ultra high strength steels: UHSS) 또는 AHSS는 지금까지 신규한 것이 아니다. 그러나, 상기 UHSS가 갖는 주요 쟁점은 제한된 연신율로 인해 성형 능력이 부족하고 내하력(load bearing capability)이 약하다는 것이다. 금속과 합금에서 강도와 연신율이 반대 방향으로 거동하기 때문에, 더 강한 강철 또는 UHSS강의 발달에 따라 상기 연신율도 자연스럽게 감소되거나 또는 상당히 줄어든다. 결과로서 성형이 점점 더 어려워짐에 따라 자동차에서 다양한 부품에 대한 UHSS의 응용 범위가 제한된다. 따라서, UHSS 강철 개발은 높은 연신율 및 성형성을 동일하게 요구한다. 상기 언급된 상황/시나리오는 낮은 서스펜션, 긴 부재 및 크로스 부재(long and cross member)뿐만 아니라 범퍼와 같은 다양한 자동차 부품을 위한 높은 인장 강도 및 탁월한 균일 연신율 및 총 연신율의 조합을 갖는 열간압연 초고강도(UHSS) 얇은 강철 시트의 개발을 필요로 하여왔다.
강하고 단단한 강철은 대기오염을 제어하는 주요 공헌자들 중 하나이다. 오늘날 환경오염 문제를 해결하기 위해 경량 환경친화적 차량 설계가 필수적이다. 효과적인 경량 자동차는 고급 고강도 및 초고강도 강(UHSS) 시트의 사용을 필요로 한다. 그러나, 이의 성형성이 부족하기 때문에, 상기 UHSS 시트는 매우 다양한 자동차 부품들에 용이하게 적용될 수 없다. 따라서, UHSS 시트에 요구되는 연성 및 성형성이 점점 더 요구되고 있다. 그러므로 본 시나리오를 해결하기 위해서는 낮은 서스펜션, 긴 부재 및 크로스 부재뿐만 아니라 범퍼와 같은 다양한 자동차 부품을 위한 우수한 연신율과 결합된 높은 인장 강도를 갖는 열간압연강 스트립(strip)의 개발을 필요로 하여왔다.
최근에는 많은 연구원들이 UHSS 강을 개발하려는 시도를 하여왔다. 처음 매우 높은 강도를 갖는 이러한 강철 시트는 문헌 "Bhadeshia, MSE-A, Volume 481-482, pp. 36-39, 2008; F.G. Caballero, H.K.D.H. Bhadeshia, K.J.A. MawelMawella, D.G. Jones and P. Brown, MST, Volume 18, pp. 279-284, 2002; C. Garcia-Mateo, F.G. Caballero and H.K.D. Bhadeshia, ISIJ International, Volume 43, pp. 1238 - 1243, 2003"에 의해 보고되었다. 매우 높은 강도의 근원은 나노구조화된 베이나이트 또는 나노 베이나이트의 존재에 기인한다. 그러나 비록 Bhadeshia et.al.이 개발한 강철은 강도가 매우 높지만, 자동차 및 기타 많은 분야에서의 응용 범위는 높은 합금 함량, 긴 생산시간(3 내지 4일), 제한된 연신율(<10%)로 인해 특별히 매우 제한된다. 상기 처음 두 가지 요소들은 실제 생산라인에서 어려움이 있는 반면 마지막 한 가지 요소는 최종 사용자 측에 유리하지 않다. 높은 탄소 함량(＞0.7 중량%)은 강철을 용접하기 어렵게 한다. 전체적으로 상기 강철은 비싸고, 불충분한 성형성을 갖고 있다.
다른 연구원 그룹[(FG Caballero, M.J. Santofima, C. Capdevila, C.G. Mateo 및 C.G. De Andres, ISIJ International, Volume 46, pp. 1479-1488, 2006; F.G. Caballero, M.J. Santofima, C. Garcia Mateo, J. Chao 및 C. Garcia de Andres, Materials and Design, Volume 30, pp. 2077-2083, 2009]은 앞 문단에서 언급된 문제를 해결하기 위해 약간 다른 생각을 가지고 시도하였다. 이 연구원들은 탄소 함량을 낮춤으로써 조성을 조절하여 전반적인 연신율을 향상시키고, 비용을 낮추고, 실제 라인에서의 생산을 가속화하고 용이하게 용접 가능하게 하려고 시도하였다. 그러나, 상기 강철은 여러 가지 이유로 연속 생산 라인에 대해 고려되지 않았으며 또한 상기 강철은 그들 생산에서 Ni 및 Mo와 같은 높은 함량의 비싼 합금 첨가물을 함유하고 있다.
오늘날 자동차 제조업자들의 요구를 충족시키기 위한 노력으로, 최근 연구(US 2014/0102600 A1 참조)는 높은 강도와 연성의 조합을 얻으려고 시도하였다. 이 작업은 총 연신율 20 %와 함께 최소 1200 MPa 인장 강도를 성공적으로 달성하여 왔다. 그러나, 이는 고탄소(> 0.3 중량%) 및 고실리콘(> 1.5 중량%)을 갖는다. 많은 양의 탄소는 용접성을 감소시키고, 고실리콘은 강철 시트의 열간압연 공정 동안 표면 스케일(scale)을 유발한다. 이 문제들은 아직 해결되지 않았다.
아주 최근에, 다른 연구팀[Rao et.al. TSL 출원번호: 제201631011120호]은 연신율 15 내지 16% 및 항복 강도가 615MPa과 함께 인장 강도가 1000 MPa보다 큰 고강도강을 개발하였다. 비록 상기 강철은 강도와 연성의 우수한 조합을 갖지만, 표면 및 코팅 관점에서 바람직하지 않은 상당히 많은 양의 실리콘을 갖고 있다. 또한 이렇게 실리콘 함량이 높은 강철은 제품 품질 측면에서 압연공정 중에 더 큰 어려움을 제공한다.
본 발명 하에, 목적은 초고연신율, 우수한 용접성, 상업적 실행가능성을 가지며 또한 기존 열간압연기 설비를 통해 생산되는 상기 개발 UHSS 강철에 적합한 가공 루트/파라미터를 식별하는 것이다. 상기 탄소와 망간의 양은 보다 향상된 용접성을 위해 일정수준 이하로 제한되며, 실리콘은 열간압연 공정 중에 스케일 문제를 해결하기 위해 더 낮게 유지되었다. 동일한 런아웃 테이블(run out table)에서 통상적인 밀(mill) 작동 파라미터들 하에서 강철이 생산될 수 있도록 하면서도 고강도 및 고연신율을 갖는 더욱 두꺼운 시트를 얻는 것을 보장하는 최적의 냉각 및 코일링(coiling)이 확인되었다. 최종 미세구조 내에 소량의 잔류 오스테나이트를 갖는 베이나이트 및 마텐자이트의 저온 상들의 혼합물(low temperature phases mixture)의 형성을 통해 고강도 및 고연신율이 달성되었다. 상기 언급된 상 구성성분은 본 발명의 강철이 초고강도(1100MPa 이상의 인장 강도) 및 21% 이상의 연신율을 갖는 것을 보장하였다.
그러므로, 본 발명의 목적은 종래 기술의 단점을 제거하는, 열간압연된 고급 고강도 베이나이트 강철의 두꺼운 스트립 물품을 제안하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 인장 강도가 1100 MPa 이상이고 총 연신율이 최소 21 %인 최소 두께 10의 열간압연 물품 개발을 제안하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 항복강도(YS) 대 인장강도(TS)의 비가 0.6보다 큰 최소 두께 10의 열간압연 물품 개발을 제안하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 19 GPa% 내지 23.5 GPa% 범위의 인장 인성(tensile toughness)을 갖는 두께 최소 10%의 열간압연 물품 개발을 제안하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 10 내지 14 부피%의 마텐자이트, 80 내지 85 부피%의 베이나이트 및 5 내지 6 부피%의 오스테나이트를 미세구조 성분으로서 포함하는, 열간압연된 매우 높은 강도의 두꺼운 강철 스트립을 제안하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 베이나이트 판 두께가 500 nm 미만이고 마텐자이트 입자 크기(grain size)가 5 내지 6 마이크론 미만인, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트를 제안하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은, 침지, Ms 온도(마텐자이트 변태 개시온도)보다 높지만 Bs 온도(베이나이트 변태 개시온도)보다 낮은 온도에서의 오스테나이트 열간압연, 및 이후의 코일링으로 구성된 통상적인 기존의 열간 압연기(hot rolling mill)를 사용하여 강철을 제조하되, 그 다음에, 이를 주위 온도까지 공랭시킴으로써, 앞에서 언급된 특성들의 조합을 달성하였음을 제안하는 것이다.
도 1은 신개발(newly developed) 강철의 강도-연신율 플롯이다.
도 2는 상기 개발 강철의 광학 미세구조이다.
도 3은 신개발 강철의 주사 전자 현미경 미세구조이다.
도 4는 상기 개발 강철의 EBSD 현미경 사진이다.
도 5는 신개발 초강도 강철의 XRD 프로파일이다.
본 발명은 다음의 합금 조성을 달성하기 위한 액체강의 제조를 포함하는 고급 고강도 강철 스트립의 개발 방법에 관한 것이다:
C: 0.15 내지 0.25, Mn: 0.8 내지 2.1, Si: 0.4 내지 1.1, Cr: 0.8 내지 1.5, Al: 0.05 내지 0.3, Mo: 0.05 내지 0.25, Nb: 0.018 내지 0.035, Ti: 0.01 내지 0.1, S: 최대 0.008, P: 최대 0.025, N: 최대 0.005.
표 1은 상기 개발 강철의 인장 특성을 나타낸 것이다.
본 발명에 따라 개발된 강철의 인장 특성은 하기 표 1에 기재된 바와 같은 특성을 갖는다:
인장 강도(MPa) 균일 연신율(%) 총 연신율(%) 변형 경화 지수(n) 인성(GPa%)
1105-1125 10-12 21-23 0.15-0.19 19-23.5
상기 신개발 열간압연강 시트를 구성하는 주요 성분들(중량%)에 대한 설명은 다음과 같이 기술된다.
C : 0.15 내지 0.25 중량%. 적절한 강도 수준을 얻을 수 있도록 원하는 강화(strengthening), 상 분획들의 비율(proportion of phase fractions)을 달성하기 위해 탄소 함량을 조절해야 한다. 또한 탄소의 양은 강화된 연신율을 얻는 데 중요한 잔류 오스테나이트의 안정성을 결정한다. 우수한 용접성을 보장하기 위해서도 탄소 수준을 제어해야 한다. 원하는 강도 및 연신율 및 또한 용접성을 달성하기 위해 바람직한 탄소 함량은 0.20 중량% 미만으로 유지되어야 하고, 그러므로 0.21 중량% 미만으로 제한되어야 한다.
Mn: 0.8 내지 2.1 중량%. 망간 첨가는 안정한 잔류 오스테나이트의 존재를 보장하였다. 그러나, 그 양은 0.8 중량% 이상, 바람직하게는 1.2 중량% 이상, 보다 바람직하게는 1.5 중량% 이상이어야 한다. 상기 Mn 양은 1.0 중량% 이상, 바람직하게는 1.3 중량% 이상, 보다 바람직하게는 1.5 중량% 이상이어야 한다. 망간 양은 용접 및 캐스팅 균열(casting crack)을 피하기 위해 바람직하게는 2.1 중량% 미만이어야 한다.
Al : 0.05 내지 2.0 중량%. Al은 강한 페라이트 안정화제이다. 이것은 잔류 오스테나이트로부터 탄소를 용이하게 나오지 못하게 함으로써, 베이나이트 반응 동안 보다 많은 양의 잔류 오스테나이트가 형성되도록 한다. 또한, 아연 도금의 관점에서 Al 첨가가 실리콘 첨가보다 유리하다. 그러나 양은 과량이어서는 안 되며, 이것은 캐스팅 동안 문제가 발생할 수 있다. 과량의 Al은 용접 영역에 경질 산화물의 형성을 허용함으로써, 용접성을 악화시킬 수 있다. 따라서, 상기 신개발 강철의 Al 함량은 0.6 중량% 또는 바람직하게는 0.1 중량% 초과 또는 보다 바람직하게는 0.3 미만으로 유지되어야 한다. Al의 유리한 효과를 보장하기 위하여 상기 첨가는 0.08 중량% 초과이어야 한다. 바람직하게는, Al은 0.1 내지 0.29 중량% 범위이다.
Si: 0.4 내지 1.0 중량%. 또한 실리콘은 페라이트 안정화제이다. 실리콘은 일정한 온도 유지/코일링 동안의 베이나이트 변태 중에 탄화물 침전을 억제하고, 상기 미세구조 내의 더 많은 양의 잔류 오스테나이트의 합금 형성을 억제한다. 강철에 과량의 실리콘 첨가는 열간압연 및 냉각 동안 다양한 스케일 형성으로 인해 해롭다. 스케일 형성은 표면열화를 초래하고 코팅성/도금성(galvanizability)을 감소시킨다. 따라서, Si는 언급된 바와 같이 특정 범위 내로 제한되어야 하고 보다 바람직하게는 0.7 중량% 미만으로 제한되어야 한다. 바람직하게는, Si는 0.4 내지 0.8 중량% 범위이다.
P: 최대 0.028 중량%. 인은 강철에 해로운 것으로 간주된다. 따라서, 양은 최대 0.028 중량% 또는 바람직하게는 0.02 중량% 이하로 제한되어야 한다.
S: 최대 0.014 중량%. 인과 같이, 황도 해로운 것으로 간주된다. 따라서 황 함량은 가능한 한 낮게 유지되어야 하며, 바람직하게는 0.014 중량% 미만으로 유지되어야 한다. 보다 바람직하게는 황 함량은 성형 작업(forming operation) 동안 조기 실패의 잠재적 사이트인 내포물(inclusion)의 양을 최소화하기 위해 0.01 중량% 미만이어야 한다.
N : 최대 0.005 중량%. 또한 강철에서 과량의 질소도 해롭다. 과량의 질소는 TiN 및 AlN과 같은 경질(hard) 내포물을 야기하여 성형성이 저하될 수 있다. 따라서 질소 함량은 0.005 중량% 미만으로 제한되어야 한다.
Nb : 최대 0.1 중량%. 니오븀을 첨가하여 입자 미세화(grain refinement), 침전과 같은 다양한 메커니즘에 의해 강철의 강도를 증가시킨다. 또한 Nb 첨가는 상기 미세구조에 더 많은 양의 잔류 오스테나이트를 갖는 데 유용하다. Nb는 비용이 많이 들기 때문에 경제적 이점을 이용하기 위해 신중하게 첨가되고 최적화되어야 한다. 따라서, Nb 수준은 0.09 중량% 미만 또한 보다 바람직하게는 0.055 중량% 미만이어야 한다.
Mo: 최대 0.25 중량%. 몰리브덴을 첨가하여 강철의 경화성(hardenability)을 향상시킴으로써, 베이나이트의 용이한 형성을 촉진한다. 과도한 경화성으로 인해 베이나이트 반응 동안 연질 페라이트 및 상대적으로 경질 펄라이트상 형성이 억제될 수 있다. 따라서, Mo는 비용이 많이 들기 때문에, 상기 강철을 경제적으로 만들고 열간압연 동안 가공 이점을 취하기 위해 그 양을 0.25 중량% 미만으로 제한하여야 한다. 바람직하게는, Mo는 0.08 내지 0.12 중량% 범위이다.
Cr: 최대 1.55 중량%. 크롬의 역할은 Mo와 매우 유사하며, 다각형 페라이트 및 펄라이트의 형성을 피한다. Cr 첨가는 고급 고강도 강철에서 보다 경제적이다. 그러나, Cr은 다양한 종류의 탄화물을 형성하기 때문에 과량을 첨가하면 해로울 수 있다. 바람직하게는, Cr은 0.85 내지 1.1 (중량%) 범위이다.
Ti: 최대 0.1 중량%. Ti는 오스테나이트 입자 성장을 제한하는데 유리하다. 또한, Ti는 Nb, V의 존재하에서 매우 미세한 탄질화물을 형성하고 강도를 증가시킨다. Ti가 경질 TiN 내포물을 형성하는 경향이 있기 때문에 과량의 Ti는 해로울 수 있다. 따라서, Ti양은 0.1 중량% 미만으로 제한되어야 하고 보다 바람직하게는 0.05 중량% 미만으로 제한되어야 한다. 바람직하게는, Ti는 0.02 내지 0.04 범위이다.
상기 개발 초고강도 열간압연강은 주로 베이나이트 페라이트상 80 내지 85 부피% 및 잔존하는 잔류 오스테나이트상 (5 내지 6 부피%)을 포함한다. 소량의 경질 마텐자이트상 (10 내지 14 부피%)도 주위 온도에서 강철에 존재한다. 바람직하게는 오스테나이트상이 5 내지 6 부피%의 범위로 존재한다.
베이나이트: 미세구조 내에 존재하는 베이나이트 (80 내지 85 %)는 본질적으로 탄화물을 함유하지 않으며, 전위밀도(dislocation density)가 높다. 상기 베이나이트는 자연에서 전형적으로 라스(lath)이다. 따라서, 전위밀도가 높을수록 높은 강도 및 우수한 연성을 야기한다.
잔류 오스테나이트: 잔류 오스테나이트 (5 내지 6 부피%)는 상기 개발 강철의 미세구조의 중요한 구성성분들 중 하나이다. 잔류 오스테나이트는 연성을 향상시키는 데 도움을 준다. 유리한 효과를 얻으려면 미세구조는 10 부피% 이상의, 바람직하게는 12 부피% 이상의 오스테나이트를 가져야 한다. 상기 개발 강철에 존재하는 소량의 잔류 오스테나이트는 연성을 향상시키는 데 좋다.
마텐자이트: 본 발명에 따라 제조된 열간압연강 스트립은 또한 일정량의(바람직하게는, 10 내지 14 부피%를 초과하지 않는) 마텐자이트를 갖는다.
본 발명에 따르면, 상기 특정 조성을 갖는 강철 물품을 개발하기에 적합한 방법은 다음 단계들로 구성된다: 합금 용융 또는 열 제조(heat making) 단계, 캐스팅 단계, 열간압연 단계, 가속 냉각 단계 및 코일링 단계, 및 주위 온도로 냉각 단계. 관련된 각각 그리고 모든 처리 단계들은 다음에 상세히 설명된다:
본 발명에 따르면, 상기 합금은 유도로에서 용융된 후 70-80 mm 두께의 바 또는 잉곳 형태로 캐스팅되었다. 상기 잉곳은 상기 강철을 오스테나이트 상태에서 충분한 시간 동안 유지한 다음 온도를 감소시켜 오스테나이트 상태에서 변태(deform)시킴으로써 균질화되었고, 캐스트 구조(cast structure)를 파괴하고 두께를 압연 공정에 적합하도록 감소시키기 위해 단조(forging)되었으며, 그 다음, 주위 온도까지 공랭되었다. 상기 균질화된 강철이 열간압연을 위해 제조되었다. 열간압연 전에 상기 강철을 1130 ℃ 보다 높은 고온에서 2 내지 4시간 동안 침지(soaking)시킨 후, 오스테나이트 영역에서 마무리 압연온도를 유지하면서 최소 10mm의 두께로 열간압연 한 다음, Bs 미만이되 Ms 초과의 소정의 온도에서 염조(salt bath) 또는 유사한 종류의 장치 내로 코일링이 수행되었고 몇시간 동안 유지되었다. 이후 코일링된 강철 샘플들을 공기 중으로 옮겨 주위 온도로 냉각시켰다. 미세구조 및 기계적 특성분석을 위한 시편들이 상기 열간압연 시트로부터 취하여졌다. 미세구조 특성 분석은 광학 현미경, 주사 전자 현미경 및 배향 이미징 현미경(orientation imaging microscopy)을 사용하여 수행되었다. 기계적 특성들은 비커스 경도법으로 평가하고 인장 시험을 ASTM 표준에 따라 수행하였다. 상기 미세구조 성분들을 확인하기 위해 X선 회절을 사용하였다.
상기 신개발 강철의 기계적 특성들은 인장 시험에 의해 평가된다. 본 발명 강철의 인장 응력-변형 곡선이 도 1에 도시되어 있다. 상기 도면은 상기 강철의 인장 강도 및 인장 연성이 매우 높다는 것을 보여준다. 상기 강철의 극한 인장 강도(UTS) 및 연신율은 각각 적어도 1100MPa 이상 및 21% 이상이다. 변형 경화 지수값(strain hardening exponent value)은 0.15 내지 0.19의 범위이다. 상기 균일 연신율은 10 내지 12 % 범위이다. 상기 신개발 강철의 광학 현미경 사진이 도 2에 나타낸다. 상기 현미경 사진은 상기 신개발 강철이 주로 베이나이트 페라이트를 갖고 있고, 소량의 잔류 오스테나이트 및 다소의 마텐자이트를 갖고 있음을 확인시켜 준다. 도 3에 제시된 주사 전자 현미경 사진은 또한 본 발명 강철이 베이나이트를 함유하고 있고, 잔류 오스테나이트 및 마텐자이트와 같은 다른 상들을 소량 함유함을 확인시켜 주었다. 또한 EBSD 현미경 사진은 도 1 및 도 2에서 관찰한 결과를 보장하였다. 베이나이트 다발(bainite sheaves)의 두께는 상기 강철의 강도(strength)와 인성(toughness)을 결정한다. 상기 다발의 두께는 미크론 미만 수준인 것으로 발견되었다. 상기 개발 강철에 대해 수행된 X선 회절은 도 4에 도시된 플롯에서 αbcc 피크로 표시되는 체심 입방(BCC) 및 γfcc 피크로 표시되는 면심 입방(FCC) 오스테나이트로부터의 회절 피크들의 존재를 보여주었다. 상기 BCC 상 피크의 세기가 상기 FCC 피크의 세기보다 몇 배 더 높다는 점은 BCC 베이나이트 상의 양이 상기 개발된 강철에서 주요한 상임을 분명히 확인시켜 주었다. 이것은 상기 신개발 강철이 주로 베이나이트 구조를 가지며 아주 적은 양의 잔류 오스테나이트와 함께 약간의 마텐자이트를 가지고 있음을 확인시켜 준다. 상기 잔류 오스테나이트의 양은 5 내지 6 부피% 이상으로 측정되었다. 후방산란 전자회절(EBSD)은 소량의 잔류 오스테나이트의 존재를 확인시켜준다.
실시예: 하기 실시예는 상술한 바와 같이 본 발명을 설명하기 위해 기재되며 본 발명의 범위를 제한하는 것은 아니다.
C Mn Si Cr Mo Al Ti Nb P S N TS
MPa		 UE
L%		 TE
L		 n
0.19 1.57 0.60 1.10 0.10 0.24 0.032 0.03 0.021 0.012 0.009 1105 11 23 0.18 실시예 1
0.19 1.55 0.66 0.99 0.11 0.21 0.03 0.027 0.02 0.01 0.012 1120 13 22 0.17 실시예 2
0.21 1.60 0.68 0.91 0.13 0.19 0.03 0.025 0.019 0.01 0.01 1140 10 18 0.15 실시예 3
본 발명에 따라 개발된 강철은 표 2에 보여주고 실시예 1, 실시예 2 및 실시 예 3으로 지정된다. 이들 실시예들에 수반되는 가공 조건들은 하기에 기술된다:
실시예 1에서 제공된 개발된 강철을 가열 속도 5 내지 10℃/s를 사용하여 온도 1220 내지 1230℃의 온도에서 침지시켰다. 상기 강철을 냉각시키고 변형율 55 내지 80% 범위를 적용하여 1080 내지 1100℃ 온도 범위에서 조압연(rough rolling)을 수행하였다. 상기 조압연된 강철을 추가로 냉각시키고 변형율 55 내지 70%를 적용하여 1000 내지 1010℃ 범위에서 마무리 압연 온도로 열간압연을 수행하였다. 상기 강철 마무리된 압연 강재를 5℃/s 이상의 냉각 속도를 이용하여 냉각시켰고 415 내지 450℃ 온도 범위에서 코일링시킨 후 실온으로 공랭시켰다.
실시예 2에서 제공된 강철은 1245 내지 1260℃ 온도에서 침지시켜 가공시켰다. 침지동안 사용된 가열속도는 5 내지 10℃/s이었다. 상기 침지된 강철을 냉각시키고 62 내지 85% 범위에서의 변형율을 적용하여 1080 내지 1100℃ 온도 범위에서 압축에 의해 거칠게 하는 변형(roughening deformation)을 수행하였다. 상기 조압연된 강철을 추가로 냉각시키고 변형율 55 내지 70%를 적용하여 1000 내지 1010℃ 범위에서 마무리 압연 온도로 열간압연을 수행하였다. 상기 강철 마무리된 압연 강재를 5 내지 7℃/s 이상의 속도로 냉각시키고 415 내지 450℃의 온도 범위에서 코일링시킨 후 실온으로 공랭시켰다.
실시예 3에서 제공된 강철을 1200 내지 1215℃ 온도에서 재가열하였다. 침지동안 사용된 가열속도는 5 내지 10℃/s이었다. 상기 침지된 강철을 냉각시키고 상기 온도 범위에서 약 60 내지 85%의 거칠게 하는 변형을 수행하였다. 상기 조압연된 강철을 냉각시키고 몇가지 단계들을 사용하여 50 내지 65%의 열간압연 변형을 수행하였고 상기 강철을 1015 내지 1O30℃ 온도에서 마무리 압연하였다. 상기 강철 마무리된 압연 강재를 3 내지 5℃/s 이상의 속도를 이용하여 냉각시키고 415 내지 450℃ 온도 범위에서 코일링시킨 후 실온으로 공랭시켰다.
본 발명에 따라 제조된 강철은 인장 강도와 연성의 우수한 조합을 가져 자동차 구조 응용 및 인장 강도와 연신 특성의 우수한 조합이 필요한 여러 다른 영역들에 대해 도움이 되도록 한다. 또한, 상기 개발된 물품에서 저(low)실리콘의 존재는 상기 강철을 통상적인 열간압연기(hot strip mill)에서 압연되도록 한다. 또한, 상기 강철에서 저실리콘은 열간압연 동안 스케일 생성 문제를 감소시킨다. 비교적 저함량 실리콘으로 개발된 물품은 코팅 능력 및 표면 질감을 향상시킬 것으로 예상된다. 또한, 상기 강철의 저탄소 균등물은 용이하게 용접가능하며 상기 개발된 물품에서 알루미늄의 존재는 주조성(castability)을 증가시킨다.
본 명세서에서 실질적으로 임의의 복수 및/또는 단수 용어들의 사용과 관련하여, 당업자는 문맥 및/또는 적용에 적절하게 복수에서 단수로 및/또는 단수에서 복수로 번역할 수 있다. 다양한 단수/복수 순열들은 명확성을 위해 여기에 명시 적으로 설명될 수 있다.
이 명세서에 포함된 문서, 기능, 재료, 장치, 물품 등에 대한 임의의 설명은 본 개시의 문맥을 제공하기 위한 목적으로만 사용된다. 본 출원의 우선일 전에 어딘가에 존재하였다고 하더라도, 이 사항들 중 임의의 또는 모든 것이 종래기술 기초의 일부를 형성하거나 또한 본 발명과 관련된 분야에서 흔한 일반적인 지식이었던 것임을 인정하는 것으로 여겨지지 않는다.
본 개시의 자세한 특징들에 대해 본 명세서에서 상당한 정도의 강조를 하였지만, 본 발명의 원리를 벗어나지 않으면서 상기 바람직한 구현예들에서 다양한 변형이 이루어질 수 있고 많은 변경이 일어날 수 있음이 이해될 것이다. 본 발명 또는 바람직한 구현예들의 유형에서 이들 및 다른 변형들은 본 명세서의 개시로부터 당업자에게 명백할 것이며, 이로써 전술한 설명 사항은 단지 본 발명의 예시로서만 해석되어야 하고 한정으로 해석되지 않아야 한다는 것이 명백하게 이해되어야 한다. 또한, 본 발명의 범위는 당업자에게 자명할 수 있는 다른 구현예들을 완전히 포함하며, 따라서 본 발명의 범위는 첨부된 청구범위 이외의 다른 어떠한 것에 의해 제한되지 않는 것임이 이해된다.

Claims (16)

  1. 인장 강도가 적어도 1100 MPa이고 총 연신율이 21 % 이상인 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트로서, 상기 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트는 다음의 구성성분들
    0.12 내지 0.24 중량%의 C;
    0.8 내지 2.1 중량%의 Mn;
    0.4 내지 1.1 중량%의 Si;
    0.8 내지 1.5 중량%의 Cr;
    0.05 내지 0.3 중량%의 Al;
    0.05 내지 0.25 중량%의 Mo;
    0.018 내지 0.035 중량%의 Nb;
    0.01 내지 0.1 중량%의 Ti;
    최대 0.008 중량%의 S;
    최대 0.025 중량%의 P;
    최대 0.005 중량%의 N; 및
    잔부 Fe 및 불가피적 불순물;을 포함하고,
    상기 열간압연강이 10 내지 14 부피%의 마텐자이트, 80 내지 85 부피%의 베이나이트 및 5 내지 6 부피%의 오스테나이트를 갖는, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  2. 제1항에 있어서, Mo, Si, Al, Ti 및 Cr이 각각 0.08 내지 0.12 중량%, 0.4 내지 0.8 중량%, 0.1 내지 0.29 중량%, 0.02 내지 0.04 중량%, 및 0.85 내지 1.1 중량%의 범위인, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  3. 제1항에 있어서, 상기 열간압연강이 0.6보다 큰 항복강도(YS) 대 인장강도(TS)의 비를 갖는, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  4. 제1항에 있어서, 상기 열간압연강이 1100 내지 1150 MPa 범위의 인장 강도를 갖는, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  5. 제1항에 있어서, 상기 열간압연강이 21 내지 23 % 범위의 총 연신율을 갖는, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  6. 제1항에 있어서, 상기 열간압연강이 10 내지 12 % 범위의 최소 균일 연신율(minimum uniform elongation)을 갖는, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  7. 제1항에 있어서, 상기 열간압연강이 19 내지 23.5 GPa% 범위의 인장 인성(tensile toughness)을 갖는, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  8. 제1항에 있어서, 상기 열간압연강의 변형 경화 지수(strain hardening exponent)(V)가 0.15 내지 0.19 범위인, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  9. 제1항에 있어서, 베이나이트 판 두께가 500 nm 미만이고 마텐자이트 입자 크기(grain size)가 5 내지 6 마이크론 미만인, 초고강도 열간압연강 스트립 또는 시트.
  10. 삭제
  11. 삭제
  12. 삭제
  13. 삭제
  14. 삭제
  15. 삭제
  16. 삭제
KR1020197028109A 2017-03-10 2017-11-15 초고강도 최소 1100 MPa 및 우수한 연신율 21%을 갖는 열간압연강 물품 KR102436498B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IN201731008461 2017-03-10
IN201731008461 2017-03-10
PCT/IN2017/050532 WO2018163189A1 (en) 2017-03-10 2017-11-15 Hot rolled steel product with ultra-high strength minimum 1100mpa and good elongation 21%

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190128654A KR20190128654A (ko) 2019-11-18
KR102436498B1 true KR102436498B1 (ko) 2022-08-26

Family

ID=60655032

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020197028109A KR102436498B1 (ko) 2017-03-10 2017-11-15 초고강도 최소 1100 MPa 및 우수한 연신율 21%을 갖는 열간압연강 물품

Country Status (5)

Country Link
US (1) US11293073B2 (ko)
EP (1) EP3592871A1 (ko)
JP (1) JP6972153B2 (ko)
KR (1) KR102436498B1 (ko)
WO (1) WO2018163189A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3867417A1 (en) * 2018-10-19 2021-08-25 Tata Steel Nederland Technology B.V. Hot rolled steel sheet with ultra-high strength and improved formability and method for producing the same
CN111534760B (zh) * 2020-06-08 2021-12-21 首钢集团有限公司 一种热轧热成形钢及其制备方法
CN111663080B (zh) * 2020-06-23 2021-11-12 中南大学 一种细晶低碳高强钢薄带的制造方法
JP2023539649A (ja) * 2020-08-31 2023-09-15 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高強度低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016089235A (ja) * 2014-11-07 2016-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN103476960B (zh) * 2011-03-28 2016-04-27 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
WO2012164579A1 (en) 2011-05-30 2012-12-06 Tata Steel Limited Bainitic steel of high strength and high elongation and method to manufacture said bainitic steel
JP5668642B2 (ja) * 2011-08-23 2015-02-12 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2013144373A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
CN102699031B (zh) * 2012-05-14 2014-03-26 莱芜钢铁集团有限公司 一种900MPa级超高韧性低合金钢及其制造方法
KR20140084758A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 현대자동차주식회사 열간 단조용 합금강 및 이의 열처리방법
US10260124B2 (en) * 2013-05-14 2019-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN105518171B (zh) * 2013-09-10 2017-04-05 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
US20170369976A1 (en) * 2014-10-21 2017-12-28 Bharat Forge Limited Ultra-high strength thermo-mechanically processed steel
JP6149951B2 (ja) * 2015-01-29 2017-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄筋用鋼材およびその製造方法
EP3436613B1 (en) 2016-03-30 2020-05-27 Tata Steel Limited A hot rolled high strength steel (hrhss) product with tensile strength of 1000 -1200 mpa and total elongation of 16%-17%

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016089235A (ja) * 2014-11-07 2016-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US11293073B2 (en) 2022-04-05
US20200010921A1 (en) 2020-01-09
JP2020514544A (ja) 2020-05-21
JP6972153B2 (ja) 2021-11-24
KR20190128654A (ko) 2019-11-18
WO2018163189A1 (en) 2018-09-13
EP3592871A1 (en) 2020-01-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA2840724C (en) High-strength steel sheet for warm press forming and method for manufacturing thereof
KR101540507B1 (ko) 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101464844B1 (ko) 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP4268079B2 (ja) 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
KR102436498B1 (ko) 초고강도 최소 1100 MPa 및 우수한 연신율 21%을 갖는 열간압연강 물품
JP5040475B2 (ja) 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた厚肉熱延鋼板およびその製造方法
KR20070086676A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20090014391A (ko) 가공성이 우수하고, 또한 열처리 후의 강도인성이 우수한 열연박강판 및 그 제조방법
JP2012012623A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20200002957A (ko) 강 부품 및 해당 강 부품을 제조하는 방법
KR20190042022A (ko) 추가 처리를 위한 향상된 특성을 갖는 고강도 강 스트립을 제조하기 위한 방법 및 이 유형의 강 스트립
KR20130069699A (ko) 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
KR102630015B1 (ko) 1000-1200 MPa의 인장 강도 및 16%-17%의 전체 연신율을 가진 열간 압연 고강도 강철 (HRHSS) 제품
KR102415763B1 (ko) 냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판, 부재 및 그 제조 방법
JP2013139625A (ja) 耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板
KR101543836B1 (ko) 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20230016218A (ko) 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101076082B1 (ko) 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2005206919A (ja) 延性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法
KR102020406B1 (ko) 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
RU2812417C1 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа
JP2003342683A (ja) プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20220065930A (ko) 열적 안정성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20220149776A (ko) 강 물품 및 그 제조 방법
JP2023542952A (ja) 自動車の板ばね用鋼及びそのばね板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
AMND Amendment
AMND Amendment
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
X091 Application refused [patent]
AMND Amendment
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant