KR20070099684A - 고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기강의 제조방법 및 상기 강의 용도 - Google Patents

고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기강의 제조방법 및 상기 강의 용도 Download PDF

Info

Publication number
KR20070099684A
KR20070099684A KR1020077020024A KR20077020024A KR20070099684A KR 20070099684 A KR20070099684 A KR 20070099684A KR 1020077020024 A KR1020077020024 A KR 1020077020024A KR 20077020024 A KR20077020024 A KR 20077020024A KR 20070099684 A KR20070099684 A KR 20070099684A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
strip
volume
austenitic
austenite
Prior art date
Application number
KR1020077020024A
Other languages
English (en)
Inventor
칼룸 맥이완
Original Assignee
코루스 스타알 베.뷔.
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=36406514&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=KR20070099684(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 코루스 스타알 베.뷔. filed Critical 코루스 스타알 베.뷔.
Publication of KR20070099684A publication Critical patent/KR20070099684A/ko

Links

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

고강도 및 냉간압연을 위한 성형성을 갖는 실질적인 오스테나이트계 강에 있어서, 중량%로 0.05 내지 1.0% C, 11.0 내지 14.9% Mn, 1.0 내지 5.0% Al, 0 내지 2.5% Ni, 잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 강의 미세구조는 75% 체적이상의 오스테나이트를 포함하며, (Ni+Mn)은 11.0 내지 15.9%인 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기 강의 제조방법 및 상기 강의 용도{AUSTENITIC STEEL HAVING HIGH STRENGTH AND FORMABILITY, METHOD OF PRODUCING SAID STEEL AND USE THEREOF}
본 발명은 냉간압연을 위한 양호한 성형성 및 고강도를 갖는 실질적인 오스테나이트계 강에 관한 것이다. 또한 본 발명은 상기 강의 제조방법 및 상기 강의 용도에 관한 것이다.
해드필드 강(Hadfield steel)과 같은 고강도 오스테나이트계 강은 주 합금화 원소로서 망간(11 내지 14%)과 탄소(1.1 내지 1.4%)를 포함하며, 오랫동안 알려져 왔다. 원래의 해드필드 강은 약 1.2% C와 12% Mn을 함유하며, 1882년에 로버트 해드필드에 의해 발명되었다. 이 강은 높은 가공경화능을 구비한 높은 인성과 적당한 연성 및 통상적으로 양호한 내마모성을 갖는다. 그러나, 해드필드 강은 다량의 취성 탄화물에 의해 양호한 성형성을 갖지는 않는다. 높은 가공경화율 때문에, 상기 강은 기계가공이 어렵다. GB 297240호는 기계가공성을 개선시키기 위해 알루미늄을 첨가한 주조 해드필드형 강을 개시한다. 알루미늄의 첨가는 기계가공성, 특히 재료분리 공구(material detaching tool)에 의한 기계가공성을 개선하는 입자의 형성이 얻어진다.
이들 형태의 강의 결함은 냉간압연이 어렵다는 것이다. 높은 가공경화율과 취성 탄화물의 존재는 매우 빠른 강 가공경화를 가져온다. 미국특허 제2,448,753호는 소망 냉간압연 두께가 얻어질 때까지 열간압연된 재료를 반복적인 가열, 담금질, 산세척(pickling) 및 냉간압연에 의해 이 문제를 해결하는 것을 시도하였다. 그러나, 이는 매우 고가의 공정이다.
US 5,431,753호는 15 내지 35%의 망간 함량, 최대 1.5%의 탄소 및 0.1 내지 3.0%의 알루미늄을 갖는 냉간압연 강을 제조하기 위한 방법을 개시한다. 낮은 망간 함량은 바람직하지 않은 것으로 개시되어 있다.
본 발명의 목적은 중간 어닐링단계 없이 최종 두께로 냉간압연될 수 있는 양호한 성형성과 고강도를 갖는 실질적인 오스테나이트계 강을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 개선된 강도와 성형성을 갖는 실질적인 오스테나이트계 강을 제공하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 고강도와 성형성을 가지며, 경제적인 방식으로 제조될 수 있는 실질적인 오스테나이트계 강을 제공하는 것이다.
이들 목적의 하나 이상은 하기 조성(중량%)을 갖는 냉간압연용 강에 의해 달성될 수 있다.
- 0.05 내지 1.0% C
- 11.0 내지 14.9% Mn
- 1.0 내지 5.0% Al
- 0 내지 2.5% Ni
잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하며,
상기 강의 미세구조는 적어도 75%의 체적을 갖는 오스테나이트를 포함하며, (Ni+Mn)은 11.0 내지 15.9%이다.
본 발명에 따른 강의 탄소 함량은 약 1.2%를 함유하는 것으로 알려진 해드필드 강 보다 매우 낮다. 합금화 원소의 기여는 후술한다. 탄소는 적층결함에너지(Stacking Fault Energy, SFE)를 증가시키는 것에 의해 ε-마텐자이트(ε-martensite)의 형성을 억제시킨다. 적층결함은 ε-마텐자이트로의 전구체(precursor)이며, 따라서 증가된 SFE는 ε-마텐자이트를 형성하는 경향을 감소시킨다. 낮은 탄소 함량은 압연 후 냉각 동안 취화 상(embrittling phase) 및/또는 석출(precipitate)을 형성하는 경향을 낮게 하며, 해드필드 강과 비교하여 낮은 탄소 함량은 또한 강의 용접성에 유익하다. 또한, 탄소 첨가는 탄소가 오스테나이트 안정화 원소이기 때문에 오스테나이트의 안정성을 개선시킨다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 강에서의 주 변형 메카니즘은 변형유기 쌍정형성(strain induced twinning) 및 변태유기 소성(transformation induced plasticity)이다.
망간은 치환형 경화(substitutional hardening)에 의해 강의 강도를 개선시키며, 오스테나이트 안정화 원소이다. 낮은 망간 함량은 합금의 SFE를 감소시켜 변형유기 쌍정형성의 촉진이 얻어진다. 본 발명에 따른 망간 범위는 실온에서의 안정화 또는 준안정화(meta-stable) 오스테나이트를 제공한다.
알루미늄은 본 발명에 따른 강에서 오스테나이트내의 탄소 활성도(activity)를 감소시킨다. 탄소 활성도의 감소는 오스테나이트내의 탄소 용해도를 증가시키며, 이에 의해 탄소 과포화를 감소시킴으로써 탄화물, 특히 (FeMn)-탄화물의 석출을 위한 구동력(driving force)을 감소시킨다. 또한, 알루미늄은 오스테나이트내의 탄소 확산도를 감소시키며, 이에 의해 냉간압연과 같은 변형공정 동안 동적 변형시효(dynamic strain ageing)에 대한 감수성(susceptibility)을 감소시킨다. 또한, 낮은 확산도는 탄화물의 저속 형성을 유도하며, 따라서 조대 석출의 형성을 방지하거나 또는 적어도 방해한다. 또한, 더 높은 알루미늄 함량은 더 높은 SFE를 유도하여, 변형유기 쌍정형성에 대한 경향이 알루미늄 레벨 증가에 따라 낮아진다. 따라서, 탄소 함량 감소는 ε-마텐자이트의 형성 억제 및 취성 탄화물, 특히 (FeMn)-탄화물의 형성 방지 또는 방해에 관련하여 알루미늄 함량의 증가에 의해 보상될 수 있다. 이들 탄화물은 본 발명에 따른 강의 낮은 가공성에 기여하는 것으로 믿어지며, 따라서, 그들의 형성을 피해야 한다. 감소된 탄소 활성도와 감소된 탄소 확산도의 조합은 취성 탄화물, 특히 (FeMn)-탄화물의 감소 또는 무형성을 유도하며, 따라서 개선된 성형성 및 개선된 냉간압연성을 가져온다. 1% 이하의 알루미늄은 ε-마텐자이트의 억제에 불충분하며, 5%를 초과하는 알루미늄은 SFE가 너무 높게 되어, 쌍정 변형(twinning deformation) 메카니즘에 악영향을 끼치는 것을 발견하였다.
또한, 알루미늄은 페라이트 안정화 원소이기 때문에, 알루미늄 첨가의 오스테나이트 안정성에 대한 영향은 망간 및 다른 오스테나이트 안정화 원소에 의해 보상되어야 한다. 망간은 적어도 부분적으로 니켈과 같은 오스테나이트 안정성을 촉진시키는 원소로 대체될 수 있다. 니켈은 연신율값 및 충격강도(impact strength)에 유익한 효과를 가지는 것으로 믿어진다.
양호한 합금화 원소 함량은 가능한 한 낮게 유지되기 때문에, 냉간압연 및 기계적 특성을 유지하는 동안, 오스테나이트는 준안정이며, 강의 미세구조는 완전한 오스테나이트계가 아닐 수도 있다. 조성 함수로서의 본 발명에 따른 강의 미세구조는 마텐자이트의 성분을 갖는 오스테나이트 및 페라이트의 혼합물을 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 강 변형은, 쌍정형성에 의해 유도된 소성과 변형 영향하에서의 변태에 의해 유도된 소성의 변형 메카니즘의 유익한 조합은 우수한 성형성을 제공하는 반면, 알루미늄 첨가와 조대 및/또는 취성 탄화물의 부재의 결과로 동적 변형시효에 대한 낮은 감수성과 조합한 종래의 해드필드 강과 비교하여 낮은 변형경화와 가공경화율은 양호한 냉간압연 및 성형특성이 얻어진다. 유리한 냉간압연과 기계적 특성은 미세구조가 75% 체적 이상의 오스테나이트를 포함할 때 이미 얻어진다는 것을 발견하였다. 본 발명에 따른 강은 또한 합금화 원소, 합금화 목적을 위한 실리콘의 의도적인 첨가로서의 실리콘의 부재의 결과로 양호한 아연도금능(galvanisability)을 갖는다. 또한, 저융점 산화규소의 위험이 없으며, 이에 의해 열간압연 스트립의 표면상에 접착 산화규소(sticking silicon oxide)의 발생을 방지한다. 강은 우수한 냉간압연성을 가질 뿐만 아니라 강도 및 성형성의 관점에서 유사한 우수한 특성이 예비 냉간압연 상태, 즉 예를 들면 열간압연 상태, 또한 냉간압연 및 어닐링 후의 재결정 상태에서 얻어지는 것을 유념하여야 한다.
본 발명의 실시예에 있어서, (Ni+Mn)은 최대 14.9%이다. 이 실시예는 고가의 합금화 원소가 감소되기 때문에 더욱 경제적인 방식으로 강이 제조될 수 있다.
본 발명의 실시예에 있어서, 미세구조, 특히 냉간압연 및 어닐링 후의 미세구조는 80% 이상, 바람직하게는 85% 이상, 더욱 바람직하게는 90% 이상, 가장 바람직하게는 95% 체적 이상의 오스테나이트를 포함한다. 본 발명자는 미세구조내의 오스테나이트 함량이 80% 이상, 바람직하게는 85% 이상, 더욱 바람직하게는 90% 이상, 가장 바람직하게는 95% 체적 이상의 오스테나이트를 포함하도록 강이 선택되면, 더 개선된 냉간압연 및 기계적 특성이 얻어질 수 있다는 것을 발견하였다. 오스테나이트의 준안정성 및 변태유기 소성의 발생 때문에, 오스테나이트 함량은 후속 공정 단계 동안 감소되는 경향을 갖는다. 추후 또는 그 최종 공정 단계 동안, 양호한 성형성과 고강도를 확보하기 위해, 공정의 임의의 단계, 특히 냉간압연 및 어닐링 후의 공정 단계에서 가능한 한 높은 오스테나이트 함량을 갖는 것이 바람직하다.
오스테나이트 함량은 0.10% 이상 또는 0.15% 이상, 바람직하게는 0.30% 이상, 더욱 바람직하게는 0.50% 이상으로 탄소 함량을 선택하는 것에 의해 유리하게 영향을 받는다는 것을 발견하였다.
본 발명의 실시예에 있어서, 강의 탄소 함량은 최대 0.78%, 바람직하게는 최대 0.75%, 더욱 바람직하게는 최대 0.70%이다. 강의 용접성은 탄소 함량을 제한하는 것에 의해 개선되는 것을 발견하였다. 최대 0.78%, 바람직하게는 최대 0.75%, 더욱 바람직하게는 최대 0.70%, 가장 바람직하게는 최대 0.65%의 탄소 함량을 갖는 강은 기계적 특성과 마텐자이트 형성 위험 사이의 양호한 균형을 제공하는 것을 발견하였다. 본 발명의 실시예에 있어서, 탄소 함량은 0.15 내지 0.75%, 바람직하게는 0.30 내지 0.75%이다. 경제적 관점, 특성 관점, 공정제어 관점으로부터, 이 범위는 안정적 조건을 제공한다.
본 발명의 실시예에 있어서, 니켈 함량은 최대 1.25%이다. 니켈은 연신율값과 충격강도에 유익한 영향을 갖는 것으로 믿어진다. 2.5%를 초과하는 니켈 함량에서 효과가 포화되는 것을 발견하였다. 또한, 니켈은 고가의 합금화 원소이기 때문에 니켈 함량은 연신율값 및/또는 충격강도가 어느 정도 이완을 요구하는 경우 가능한 한 낮게 유지되어야 한다. 본 발명의 실시예에 있어서, 니켈 함량은 최대 0.1%, 바람직하게는 최대 0.05%이다.
본 발명의 실시예에 있어서, 알루미늄 함량은 최대 4.0%이다. 이 실시예는 유리한 특성을 유지하면서 알루미늄의 첨가에 의한 적층결함에너지의 증가를 제한한다.
본 발명의 실시예에 있어서, 망간 함량은 11.5% 이상, 바람직하게는 12.0% 이상이다. 이 실시예는 형성되는 오스테나이트를 더욱 안정되게 한다.
본 발명의 실시예에 있어서, 망간 함량은 최대 14.7%이다. 이 실시예는 본 발명에 따른 강의 가격을 더 감소시킨다.
실시예에 있어서, 본 발명에 따른 강은 100 내지 350 ㎜ 두께의 연속주조 슬래브 형태 또는 50 내지 100 ㎜ 두께의 연속주조 박판 슬래브 형태로 제공된다. 바람직하게는, 본 발명에 따른 강은 바람직하게는 0.5 내지 20 ㎜, 더욱 바람직하게는 0.7 내지 10 ㎜ 두께를 갖는 연속주조 및/또는 열간압연 스트립 형태로 제공된다. 가장 바람직하게는, 스트립 두께는 최대 8 ㎜ 또는 최대 6 ㎜이다.
실시예에 있어서, 본 발명에 따른 강은 0.5 내지 20 ㎜, 바람직하게는 0.7 내지 10 ㎜의 두께를 갖는 열간압연 강의 형태로 제공되며, 더욱 바람직하게는 스트립 두께는 최대 8 ㎜, 가장 바람직하게는 0.8 내지 5 ㎜이다.
이 형태의 열간압연 강은 자동차 및 다른 수송 용도에 특히 적합한 우수한 인장강도 및 성형성을 가진다.
실시예에 있어서, 본 발명에 따른 강은 냉간압연 스트립 형태, 또는 하나 이상의 금속층 및/또는 유기재층을 포함하는 코팅 시스템으로 코팅될 수 있는 냉간압연 및 어닐링(연속 또는 배치 어닐링) 스트립 형태로 제공된다. 금속 코팅은 용융침지 라인(hot-dip line), 전자-코팅 라인 또는 CVD 또는 PVD 처리, 또는 클래딩으로 제공될 수 있다.
바람직하게는, 압연, 어닐링 및 선택적인 코팅 후의 냉간압연 강의 미세구조는 80% 이상, 바람직하게는 85% 이상, 더욱 바람직하게는 90% 이상, 가장 바람직하게는 95% 체적 이상의 오스테나이트를 포함한다. 압연 및 어닐링 후의 냉간압연 강은 압연, 어닐링 및 선택적인 코팅 후의 냉간압연 강의 미세구조가 단지 또는 실질적으로 오스테나이트만을 포함하는 경우 최적의 성형성을 갖는 것을 발견하였다.
본 발명의 제 2 관점에 따르면, 전술한 바와 같은 오스테나이트 함량을 갖는 실질적인 오스테나이트계 강 스트립의 제조방법을 제공하며, 상기 방법은;
- 전술한 바와 같은 조성을 갖는 용융 강을 제공하는 단계;
- 상기 강을 잉곳, 연속주조 슬래브 또는 연속주조 박판 슬래브 또는 스트립-주조 스트립으로 주조하는 단계;
- 상기 잉곳, 연속주조 슬래브, 연속주조 박판 슬래브 또는 스트립-주조 스트립을 소망 열간압연 스트립 두께로 열간압연하는 것에 의해 열간압연 스트립을 제공하는 단계를 포함한다.
본 발명에 따른 강의 조성의 관점에 있어서, 용융 강은 EAF-공정에 의해 통상 제공된다. 그 후, 용융 강은 열간압연에 적합한 형태의 응고 강(solidified steel)을 얻도록 몰드에서 주조된다. 이 형태는 슬래브 및 재가열 공정 후에 열간압연에 적합한 잉곳이 된다. 또한, 50 내지 300 ㎜의 전형적인 두께를 갖는 연속주조 후판 또는 박판 슬래브일 수 있다. 또한, 열간압연을 위한 적절한 형태는 쌍롤 주조, 벨트 주조 또는 드럼 주조와 같은 스트립-주조장치의 임의의 형태를 사용하는 스트립 주조후에 얻어지는 연속주조 스트립일 수 있다. 주조 미세구조를 가단 미세구조(wrought microstructure)로 전환시키기 위해, 응고 강의 압연과 같은 열간변형이 요구된다. 이는 단일의 종래의 압연 스탠드 또는 복수의 압연 스탠드를 포함하는 종래의 압연 밀에서 실시될 수 있으며, 후자의 경우는 통상적으로 직렬로 설정(tandem set-up)된다. 주조 강의 변형은 스트립 주조 후와 같은 낮은 두께 압하량을 사용하여 얻어져야 하며, EP 1 449 596 A1에 개시된 방법은 동일한 범위로의 스트립의 두께 감소없이 강 스트립에서의 상당한 변형을 발생시키는데 사용될 수 있다. 이 방법은 압연공정을 포함하며, 강 제품은 강 제품을 압연하기 위한 압연 밀 스탠드의 한 세트의 회전 롤 사이를 통과하며, 압연 밀 스탠드의 롤은 한쪽 롤은 고속 이동하고 다른쪽 롤은 저속 이동하도록 다른 주속을 가지며, 고속 이동 롤의 주속은 저속 이동 롤의 주속 보다 10% 이상, 최대 100% 빠르며, 강 제품의 두께는 패스(pass) 당 최대 15%로 감소되며, 압연은 1,350℃의 최대 온도에서 실시된다.
본 발명의 실시예에 있어서, 열간압연 스트립은 소망 최종 두께로 냉간압연되며, 바람직하게는, 냉간압연 압하율은 10 내지 90%, 더욱 바람직하게는 30 내지 85%, 가장 바람직하게는 45 내지 80%이다.
본 발명의 실시예에 있어서, 냉간압연 스트립은 냉간압연 후에 소망 최종 두께로의 연속 또는 배치 어닐링 공정에서 어닐링된다. 이 어닐링 처리는 실질적으로 재결정화된 제품을 얻는다.
본 발명의 실시예에 있어서, 냉간압연 스트립은 아연도금된다. 합금화 원소로서의 실리콘의 부재, 즉 합금화 목적을 위한 실리콘의 의도적인 첨가가 없는 것은 오스테나이트계 강의 아연도금능을 위해 유익하다. 기재(substrate)로의 아연층의 접착이 크게 개선된다.
본 발명에 따른 강은 550 내지 1,100℃, 바람직하게는 650 내지 1,100℃의 어닐링 온도에서 어닐링될 수 있으며, 배치 어닐링 공정에서의 최대 어닐링 온도는 550 내지 800℃, 바람직하게는 650 내지 800℃, 더욱 바람직하게는 700 ℃ 이상 및/또는 780℃ 이하이며, 연속어닐링 공정에서의 최대 어닐링 온도는 600℃ 이상, 바람직하게는 700 내지 1,100℃, 더욱 바람직하게는 900℃ 이하이다. 냉간압연 단계 및/또는 어닐링 단계 후에, 스트립은 템퍼(temper) 압연공정이 실시될 수 있다.
본 발명의 제 3 관점에 따르면, 오스테나이트계 강 스트립 또는 시트는 전술한 바와 같이 제공되며, 전술한 바와 같은 공정에 따라 제조된다. 이들 강은 임의의 공정 스테이지에서 우수한 강도와 양호한 성형성을 제공한다.
얻어지는 강 스트립은 공지된 방식의 스탬핑 작업 또는 프레싱 작업과 같은 추가 공정을 위해 블랭크로 처리될 수 있다.
강은 섀시 부품 또는 휠과 같은 하중지탱부품, 또는 차체 부품과 같은 외장 부품 등 자동차 용도를 위한 부품을 제조하는데 사용될 수 있다. 또한, 강은 튜브 및 파이프, 특히 저온 용도를 위한 제품에 적합하다. 강의 큰 성형 잠재성에 의해, 강은 유압성형(hydroforming) 또는 유사한 공정에 의해 성형하는데 매우 적합하다. 높은 가공경화 잠재성 및 가동경화율은 충격하중을 받는 강 제품을 제조하기에 적합하다.
본 발명은 후술하는 비제한적인 실시예 및 표 1('-'표시는 원소가 불가피한 불순물로서만 존재하며, 알루미늄의 경우에는 강을 킬링(killing)시키기 위한 것을 타나냄)에 주어진 조성을 갖는 강을 참조하여 상세하게 설명될 것이다.
Figure 112007063740304-PCT00001
30 ㎜ 두께의 압연 잉곳을 1,220℃의 온도로 재가열하였으며(강 12는 강의 인성(ductility) 관점에서 1,070℃의 재가열온도가 사용되었다), 이어서 7-패스 압연 스케줄을 사용하여 3 ㎜ 게이지로 열간압연 하였다. 900℃의 마무리 온도가 사용되었다. 코일링 온도는 600℃ 내지 680℃ 범위였다. 마무리 스케줄의 상세는 표 2에 요약되어 있다.
Figure 112007063740304-PCT00002
코일링 후의 취화 탄화물을 피하기 위한 담금질(quenching)은 신중하게 선택된 화학 조성, 특히 낮은 C-레벨 또는 Al-첨가로 인해 필요하지 않다는 것이 입증되었다.
3 ㎜ 열간압연 시료의 냉간압연은 각각 1.5, 1.3 ㎜ 또는 1 ㎜ 게이지의 냉간압연 시료를 제공하도록 어렵지 않게 실시되었다. 다양한 조건에서 경도시험을 사용하여 재결정화의 범위를 결정하여 소형 시료의 어닐링은 배치 어닐링 조건에서 실시되었다. 이 결과는 700℃의 최소 온도에서 4시간의 균열시간(soak time)이 실질적으로 완전한 재결정을 달성하는데 적합하였다. 적당한 안전 여유를 제공하기 위해, 4시간 동안 715℃ 또는 4시간 동안 730℃의 최소 어닐링 온도가 완전한 재결정을 제공하기 위한 배치식 어닐링에 바람직하다. 배치 어닐링에 대한 어닐링 시간 및 어닐링 온도는 EP 0 876 514를 참조하여 임의의 정도로 변경가능하다.
시료를 모든 플레이트부터 제거하고, 배치 어닐링 하였다(표 4 참조).
강 1 및 강 9-12에 대한 압연방향에서의 인장 특성은 표 3 및 4에 나타나 있다. 냉간 압하율의 다른 레벨은 재결정을 위한 구동력에 거의 영향을 미치지 못하는 것으로 나타났다. 600℃ 내지 680℃의 코일링 온도 변동은 또한 거의 영향이 없는 것으로 보인다. 인장 시험은 표준 인장 표본상에서 실행되었으며, 80 ㎜의 게이지 길이가 사용되었으며, 강 12는 50 ㎜의 게이지 길이가 사용되었다. 인장 시험은 길이방향으로 EN 10002-1에 따라 실행되었다.
Figure 112007063740304-PCT00003
Figure 112007063740304-PCT00004
본 발명은 기술된 실시예 및 전술한 예에 한정되는 것은 아니며, 임의의 및 모든 실시예는 상세한 설명 및 청구범위의 기술사상내에 포함된다.

Claims (16)

  1. 냉간압연을 위한 성형성 및 고강도를 갖는 실질적인 오스테나이트계 강에 있어서, 중량%로
    - 0.05 내지 1.0% C
    - 11.0 내지 14.9% Mn
    - 1.0 내지 5.0% Al
    - 0 내지 2.5% Ni
    잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 강의 미세구조는 75% 체적 이상의 오스테나이트를 포함하며,
    (Ni+Mn)은 11.0 내지 15.9%인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 미세구조는 80% 체적 이상, 바람직하게는 85% 체적 이상, 더욱 바람직하게는 90% 체적 이상, 가장 바람직하게는 95% 체적 이상의 오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 탄소 함량은 0.30 내지 0.75%인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  4. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 니켈 함량은 최대 0.05%인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 알루미늄 함량은 최대 4.0%인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 망간 함량은 11.5% 이상, 바람직하게는 12.0% 이상인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 망간 함량은 최대 14.7%인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강.
  8. 0.5 내지 20 ㎜, 바람직하게는 0.7 내지 10 ㎜, 더욱 바람직하게는 최대 8 ㎜, 가장 바람직하게는 0.8 내지 5 ㎜ 두께를 갖는 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 강의 열간압연 강.
  9. 냉간압연 스트립 형태, 냉간압연 및 연속 어닐링 또는 배치 어닐링 스트립 형태, 선택적으로 하나 또는 그 이상의 금속층 및/또는 유기재층을 포함하는 코팅 시스템에 의해 코팅된 형태의 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 기재된 강의 냉간압연 강.
  10. 제 9 항에 있어서,
    압연 및 어닐링 후의 상기 강의 미세구조는 80% 체적 이상, 바람직하게는 85% 체적 이상, 더욱 바람직하게는 90% 체적 이상, 가장 바람직하게는 95% 체적 이상의 오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 냉간압연 강.
  11. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 오스테나이트 함량을 갖는 오스테나이트계 강 스트립 제조방법에 있어서,
    -제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 용융 강을 제공하는 단계;
    - 상기 강을 잉곳, 연속주조 슬래브, 연속주조 박판 슬래브, 스트립-주조 스트립 중 어느 하나로 주조하는 단계;
    - 상기 잉곳, 연속주조 슬래브, 연속주조 박판 슬래브, 스트립-주조 스트립 중 어느 하나를 소망 열간압연 스트립 두께로 열간압연하는 것에 의해 열간압연 스트립을 제공하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강 스트립 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 열간압연 스트립은 소망 최종 두께로 냉간압연되며, 냉간압연 압하율은 바람직하게는 10 내지 90%, 더욱 바람직하게는 30 내지 85%, 가장 바람직하게는 45 내지 80%인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강 스트립 제조방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 냉간압연 스트립은 냉간압연 후에 소망 최종 두께로 연속 또는 배치 어닐링 공정에서 어닐링되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강 스트립 제조방법.
  14. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 강(여기서, 강은 바람직하게는 아연도금 됨)과 제 11 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 따른 방법에 의해 제조된 스트립 또는 시트.
  15. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 강 또는 제 14 항에 기재된 스트립 또는 시트를 자동차 내장 또는 외장 부품 또는 휠의 제조에 사용하는 방법.
  16. 제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 기재된 강 또는 제 14 항에 기재된 스트립 또는 시트를 유압성형 용도에 사용하는 방법.
KR1020077020024A 2005-02-02 2006-02-01 고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기강의 제조방법 및 상기 강의 용도 KR20070099684A (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP05075258 2005-02-02
EP05075258.3 2005-02-02
EP05076960.3 2005-08-25
EP05076960 2005-08-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20070099684A true KR20070099684A (ko) 2007-10-09

Family

ID=36406514

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020077020024A KR20070099684A (ko) 2005-02-02 2006-02-01 고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기강의 제조방법 및 상기 강의 용도

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20090165897A1 (ko)
EP (1) EP1846584B2 (ko)
JP (1) JP5318421B2 (ko)
KR (1) KR20070099684A (ko)
CN (1) CN101111622B (ko)
RU (1) RU2401877C2 (ko)
WO (1) WO2006082104A1 (ko)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100955203B1 (ko) * 2007-11-05 2010-04-29 한국기계연구원 연성이 우수한 고망간형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2013100613A1 (ko) * 2011-12-28 2013-07-04 주식회사 포스코 피삭성과 연성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
KR101353665B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-20 주식회사 포스코 내마모성과 연성이 우수한 오스테나이트 강재
KR101461735B1 (ko) * 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 피삭성과 연성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법

Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100711361B1 (ko) * 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR100742833B1 (ko) * 2005-12-24 2007-07-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
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
WO2008135445A1 (en) * 2007-05-02 2008-11-13 Corus Staal B.V. Method for hot dip galvanising of ahss or uhss strip material, and such material
TR201900039T4 (tr) * 2008-01-30 2019-01-21 Tata Steel Ijmuiden Bv Sıcak haddelenmiş bir TWIP-çeliğin üretilmesine yönelik yöntem ve bu şekilde üretilen bir TWIP-çelik ürünü.
EP2090668A1 (en) * 2008-01-30 2009-08-19 Corus Staal BV Method of producing a high strength steel and high strength steel produced thereby
DE102008056844A1 (de) 2008-11-12 2010-06-02 Voestalpine Stahl Gmbh Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben
JP4849186B2 (ja) * 2009-10-28 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法
US20120288396A1 (en) * 2009-12-28 2012-11-15 Posco Austenite steel material having superior ductility
CN102939394A (zh) * 2010-06-10 2013-02-20 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 生产奥氏体钢方法
US20120128524A1 (en) * 2010-11-22 2012-05-24 Chun Young Soo Steel wire rod having excellent cold heading quality and hydrogen delayed fracture resistance, method of manufacturing the same, and mehod of manufacturing bolt using the same
IT1403129B1 (it) * 2010-12-07 2013-10-04 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di acciaio ad alto manganese con resistenza meccanica e formabilità elevate, ed acciaio così ottenibile.
KR20120065464A (ko) * 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
WO2013064202A1 (en) * 2011-11-03 2013-05-10 Tata Steel Nederland Technology B.V. Method of manufacturing a duplex steel sheet having enhanced formability
KR101560940B1 (ko) * 2013-12-24 2015-10-15 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 경량강판 및 그 제조방법
KR101568543B1 (ko) * 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 액체금속취화에 의한 크랙 저항성이 우수한 용융아연도금강판
KR101611697B1 (ko) * 2014-06-17 2016-04-14 주식회사 포스코 확관성과 컬렙스 저항성이 우수한 고강도 확관용 강재 및 확관된 강관과 이들의 제조방법
EP3095889A1 (en) * 2015-05-22 2016-11-23 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component made of austenitic steel
EP3117922B1 (en) 2015-07-16 2018-03-21 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component of austenitic twip or trip/twip steel
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
WO2017203312A1 (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
DE102016117508B4 (de) 2016-09-16 2019-10-10 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt
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
RU2631067C1 (ru) * 2016-10-28 2017-09-18 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения листов из хладостойкой высокопрочной аустенитной стали
KR20190138835A (ko) * 2017-04-11 2019-12-16 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트 벨형 노에서 어닐링 처리된 냉간 압연한 평강 제품 및 그 제조 방법
CN107190201B (zh) * 2017-07-17 2019-03-26 武汉钢铁有限公司 液化石油气运输船用钢及制造方法
KR102098483B1 (ko) * 2018-07-27 2020-04-07 주식회사 포스코 성형성 및 피로특성이 우수한 저비중 클래드 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB297420A (en) 1927-09-21 1930-02-03 Krupp Ag Manganese steel
US2448753A (en) * 1943-12-16 1948-09-07 Sharon Steel Corp Heat-treating and cold-rolling hadfield manganese steel
US3847683A (en) † 1971-11-01 1974-11-12 Gillette Co Processes for producing novel steels
US3756865A (en) * 1971-11-01 1973-09-04 Gillette Co Razor blades and process for making same
SU621782A1 (ru) * 1976-11-29 1978-08-30 Предприятие П/Я М-5481 Сплав дл сердечников
ATE114736T1 (de) * 1988-07-08 1994-12-15 Famcy Steel Corp Anwendung von einer zweiphasigen eisen-mangan- aluminium-kohlenstofflegierung mit hoher dämpfungsfähigkeit.
US4968357A (en) * 1989-01-27 1990-11-06 National Science Council Hot-rolled alloy steel plate and the method of making
US5069871A (en) * 1989-11-08 1991-12-03 Esco Corporation Method of using an austenitic steel alloy as a wear part subject to gouging abrasion type metal loss
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
KR970001324B1 (ko) * 1994-03-25 1997-02-05 김만제 열간가공성이 우수한 고망간강 및 그 열간압연 방법
KR970043162A (ko) * 1995-12-30 1997-07-26 김종진 고망간강 냉연강판의 소둔열처리 방법 및 산세방법
FR2796083B1 (fr) * 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
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
EP1449596A1 (en) † 2003-02-24 2004-08-25 Corus Technology BV A method for processing a steel product, and product produced using said method
KR100711361B1 (ko) † 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR100742823B1 (ko) † 2005-12-26 2007-07-25 주식회사 포스코 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100955203B1 (ko) * 2007-11-05 2010-04-29 한국기계연구원 연성이 우수한 고망간형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2013100613A1 (ko) * 2011-12-28 2013-07-04 주식회사 포스코 피삭성과 연성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
KR101353665B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-20 주식회사 포스코 내마모성과 연성이 우수한 오스테나이트 강재
KR101461735B1 (ko) * 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 피삭성과 연성이 우수한 내마모 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN101111622B (zh) 2011-09-07
US20090165897A1 (en) 2009-07-02
RU2401877C2 (ru) 2010-10-20
EP1846584A1 (en) 2007-10-24
EP1846584B2 (en) 2022-12-14
JP2008528809A (ja) 2008-07-31
WO2006082104A1 (en) 2006-08-10
CN101111622A (zh) 2008-01-23
RU2007132863A (ru) 2009-03-10
EP1846584B1 (en) 2017-05-24
JP5318421B2 (ja) 2013-10-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR20070099684A (ko) 고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기강의 제조방법 및 상기 강의 용도
EP2772556B1 (en) Method for producing high-strength steel sheet having superior workability
JP5393459B2 (ja) 衝突特性に優れた高マンガン型高強度鋼板
KR101402365B1 (ko) 시효성 및 베이킹 경화성이 우수한 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN109642263B (zh) 一种用于制造在进一步加工过程中具有改进性能的高强度钢带的方法以及这种钢带
JP4559969B2 (ja) 加工用熱延鋼板およびその製造方法
RU2706252C1 (ru) Листовая твип-сталь, включающая аустенитную матрицу
WO2014162984A1 (ja) ホットスタンプ成形体、冷延鋼板、及びホットスタンプ成形体の製造方法
JP5549238B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
US11965222B2 (en) Method for producing hot-rolled steel sheet and method for producing cold-rolled full hard steel sheet
US9828648B2 (en) Steel sheet with excellent aging resistance property and method for producing the same
KR20130083481A (ko) 가공성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN110959049A (zh) 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法
WO2010011790A2 (en) Cold rolled dual phase steel sheet having high formability and method of making the same
JP2009030091A (ja) 製造安定性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2009102715A (ja) 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11261503B2 (en) Method for producing a flat steel product made of a manganese-containing steel, and such a flat steel product
US20190218638A1 (en) Method for the manufacture of twip steel sheet having an austenitic matrix
RU2749270C2 (ru) Способ изготовления горячей или холодной полосы и/или гибко-катаного плоского стального продукта из высокопрочной марганцевой стали и плоский стальной продукт, изготовленный таким способом
JP2008291314A (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CA2959096A1 (en) Cold rolled high strength low alloy steel
JP4736853B2 (ja) 析出強化型高強度薄鋼板およびその製造方法
US20110061776A1 (en) Process for manufacturing sheet of austenitic stainless steel having high mechanical properties and sheet thus obtained
CN117957335A (zh) 冷轧扁钢产品及其生产方法
CN113166837B (zh) 高强度钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
AMND Amendment
E902 Notification of reason for refusal
AMND Amendment
E601 Decision to refuse application
J201 Request for trial against refusal decision
AMND Amendment
B601 Maintenance of original decision after re-examination before a trial
J301 Trial decision

Free format text: TRIAL DECISION FOR APPEAL AGAINST DECISION TO DECLINE REFUSAL REQUESTED 20130402

Effective date: 20131114