KR20100016438A - 고강도의 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 제조 공정, 및 이렇게 제조된 강판 - Google Patents

고강도의 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 제조 공정, 및 이렇게 제조된 강판 Download PDF

Info

Publication number
KR20100016438A
KR20100016438A KR1020097023517A KR20097023517A KR20100016438A KR 20100016438 A KR20100016438 A KR 20100016438A KR 1020097023517 A KR1020097023517 A KR 1020097023517A KR 20097023517 A KR20097023517 A KR 20097023517A KR 20100016438 A KR20100016438 A KR 20100016438A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
cold rolled
sheet
composition
temperature
Prior art date
Application number
KR1020097023517A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101523395B1 (ko
Inventor
오틴 하비에르 힐
앙투안 물랑
Original Assignee
아르셀러미탈 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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=38596874&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=KR20100016438(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 아르셀러미탈 프랑스 filed Critical 아르셀러미탈 프랑스
Publication of KR20100016438A publication Critical patent/KR20100016438A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101523395B1 publication Critical patent/KR101523395B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific 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
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Laminated Bodies (AREA)

Abstract

본 발명은 1200 MPa 초과의 강도를 갖는 냉간 압연 및 어닐링된 강판에 관한 것으로, 이 강판의 조성은 중량% 로 표현되는 함량의 하기를 포함하고: 0.10 % ≤ C ≤ 0.25 %, 1 % ≤ Mn ≤ 3 %, Al > 0.010 %, Si < 2.990 %, S < 0.015 %, P < 0.1 %, N < 0.008 %, 이때 1 % < Si + Al < 3 % 이고, 상기 조성은 선택적으로 하기를 포함하고: 0.05 % < V < 0.15 %, B < 0.005 %, Mo < 0.25 %, Cr < 1.65 %, 이때 Cr + 3Mo > 0.3 %, Ti/N > 4 이고 Ti < 0.040 % 가 되도록 하는 Ti 양이고, 상기 조성의 잔부는 철 및 제련으로부터 생긴 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 강의 미세구조는 15 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된다.

Description

고강도의 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 제조 공정, 및 이렇게 제조된 강판{PROCESS FOR MANUFACTURING COLD-ROLLED AND ANNEALED STEEL SHEETS WITH VERY HIGH STRENGTH, AND SHEETS THUS PRODUCED}
본 발명은 1200 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율 (elongation at break) 을 갖는 얇은 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 제조에 관한 것이다. 자동차 분야 및 일반 산업이 특히 이러한 강판을 적용하는 분야를 이룬다.
특히 자동차 산업에서, 차량을 경량화하고 안정성을 증가시키는 것에 대한 지속적인 요구가 있어왔다. 강도에 대해 증가된 요구를 만족시키기 위해서 다양한 군의 강이 계속하여 제안되어 왔다: 먼저, 미세합금 원소를 함유하는 강이 제안되었다. 강의 경화는 이들 원소의 침전 및 입도의 정련에 의한 것이다. 그 후에 연성 페라이트 매트릭스 내에, 경도가 큰 구성성분인 마르텐사이트를 존재시킴으로써 우수한 냉간 성형성과 관련하여 450 MPa 초과의 강도가 얻어질 수 있도록 한 "이상강 (dual-phase steel)" 에 대한 개발이 있어왔다.
강도를 더 증가시키기 위해서, 매우 유리한 강도/변형 특성 (strength/deformability properties) 의 조합을 갖는 "TRIP (Transformation Induced Plasticity)" 거동을 갖는 강이 개발되었다. 이들 특성은 잔류 오스테 나이트 및 베이나이트를 함유하는 페라이트 매트릭스로 구성된 강의 구조로 인한 것이다. 잔류 오스테나이트 성분의 존재는 변형되지 않은 시트에 고연성을 부여한다. 예컨대 일축성 응력 등의 연속적인 변형의 영향을 받으며, TRIP 강으로 만들어진 부품의 잔류 오스테나이트가 점진적으로 마르텐사이트로 변형되어서, 상당한 고화를 야기하여서 국부 변형 (localized deformation) 의 출현이 지연된다.
1000 MPa 정도의 최대 강도 레벨을 갖는 이상 (dual-phase) 강판 또는 TRIP 강판이 제안되어 왔다. 예컨대 1200 ~ 1400 MPa 의 상당히 더 높은 강도 레벨을 달성하기 위해서는, 다양한 어려움이 발생한다:
- 기계적 강도의 증가는 상당히 더 많은 합금 원소를 함유하는 화학적 조성을 요구하여서, 이들 강의 용접성이 손실된다;
- 페라이트 매트릭스와 경화 성분 사이의 경화 차이의 증가가 관찰되고, 이것은 낮은 연신율로 입증되는 바와 같이, 조기 손실, 및 응력 및 스트레인의 국소 집중의 결과를 갖는다; 및
- 페라이트 매트릭스 내의 경화 성분의 분획의 증가도 관찰된다. 이 경우에, 강도가 낮을 때 크기가 작고 처음부터 절연되어 있던 아일랜드가 점진적으로 연결되어서 다시 조기 손상을 촉진하는 성분을 다량 형성하게 된다.
TRIP 강 또는 이상 (dual-phase) 미세구조를 갖는 강에 의해 매우 높은 강도 레벨 및 특정 다른 사용 특성을 연속적으로 얻을 수 있는 가능성이 제한되는 것처럼 보인다. 훨씬 더 높은 강도, 즉 800 ~ 1000 MPa 초과의 레벨을 달성하기 위 해서, 우세한 베이나이트 구조를 갖는 "다상 (multiphase)" 강이 개발되었다. 자동차 산업 또는 일반적인 산업에서, 적절한 두께를 갖는 다상 강판은 펜더 교차 부재, 필라 (pillars) 및 다양한 보강재 등의 구조 부품에 유리하게 사용된다.
특히 980 MPa 초과의 강도를 갖는 냉간 압연된 다상 강판 분야에서, 특허 EP 1 559 798 은 0.10 ~ 0.25 % 의 C; 1.0 ~ 2.0 % 의 Si; 및 1.5 ~ 3 % 의 Mn 의 조성을 갖고, 미세구조는 적어도 60 % 의 베이나이틱 페라이트 및 적어도 5 % 의 잔류 오스테나이트로 구성되고, 다각형 페라이트는 20 % 미만인 강의 제조를 개시하고 있다. 이 문헌에 나타나는 대표적인 실시형태는 강도가 1200 MPa 을 초과하지 않는다는 것을 보여준다.
특허 EP 1 589 126 은 또한 강도 × 연신율이 20000 MPa% 보다 큰 얇은 냉간 압연된 시트의 제조를 개시하고 있다. 상기 강의 조성은 0.10 ~ 0.28 % 의 C; 1.0 ~ 2.0 % 의 Si; 1 ~ 3 % 의 Mn; 및 0.10 % 미만의 Nb 를 포함한다. 구조는 50 % 초과의 베이나이틱 페라이트, 5 ~ 20 % 의 잔류 오스테나이트 및 30 % 미만의 다각형 페라이트로 구성된다. 여기에서 다시, 이 문헌에 나타난 실시형태는 강도가 1200 MPa 보다 훨씬 작은 것을 보여준다.
본 발명의 목적은 상기에 언급된 문제점들을 해결하는 것이다. 본 발명의 목적은 8 % 초과의 파단시 연신율 및 우수한 냉간 성형성을 가지면서 1200 MPa 초과의 강도를 갖는 냉간 압연 및 어닐링된 강판을 제공하는 것이다. 본 발명의 다른 목적은 기계적 공정에 의해 절삭될 때 손상에 대해 크게 민감하지 않은 강을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명의 목적은 파라미터의 경미한 변화가 미세 구조 또는 기계적 특성의 실질적인 변형을 야기하지 않는 박판의 제조 공정을 제공하는 것이다.
또한 본 발명의 목적은 냉간 압연에 의해 용이하게 제조될 수 있는, 즉 압연력이 냉간 압연 단계 동안에 적당하게 유지될 수 있도록 열간 압연 단계 이후에 강판의 경도가 제한되는 강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 목적은 또한 표준 공정을 이용하는 금속 코팅의 임의적인 증착에 적절한 얇은 강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 목적은 절삭에 의한 손상에 크게 민감하지 않고 구멍 확장 (hole expansion) 이 가능한 강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 목적은 또한 스폿 저항 용접 (spot resistance welding) 등의 표준 어셈블리 공정에 의해 우수한 용접성을 나타내는 강을 제공하는 것이다.
이를 달성하기 위해서, 본 발명의 일 주제는 1200 MPa 초과의 강도를 갖는 냉간 압연 및 어닐링된 강판으로서, 이 강판의 조성은 중량% 로 표현되는 함량의 하기를 포함하고: 0.10 % ≤ C ≤ 0.25 %, 1 % ≤ Mn ≤ 3 %, Al ≥ 0.010 %, Si ≤ 2.990 %, S ≤ 0.015 %, P ≤ 0.1 %, N ≤ 0.008 %, 이때 1 % ≤ Si + Al ≤ 3 % 이고, 상기 조성은 선택적으로 하기를 포함하고: 0.05 % ≤ V ≤ 0.15 %, B ≤ 0.005 %, Mo ≤ 0.25 %, Cr ≤ 1.65 %, 이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 %, Ti/N ≥ 4 이고 Ti ≤ 0.040 % 가 되도록 하는 Ti 양이고, 상기 조성의 잔부는 철 및 제련으로부터 생긴 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 강의 미세구조는 15 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함한다.
본 발명의 다른 주제는 10 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 상기 강판으로서, Mo < 0.005 %, Cr < 0.005 %, B = 0 % 을 포함하고, 이때 상기 강의 미세구조는 65 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성되는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 다른 주제는 상기 조성의 강판으로서, Mo ≤ 0.25 %, Cr ≤ 1.65 % 이고, 이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 이고, B = 0 % 를 함유하며, 상기 강의 미세구조는 65 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성되는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 또 다른 주제는 1400 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 상기 조성의 강판으로서, Mo ≤ 0.25 %, Cr ≤ 1.65 % 를 함유하고, 이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 이며, 상기 강의 미세구조는 45 ~ 65 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성되는 것을 특징 한다.
본 발명의 다른 주제는 1600 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 상기 조상의 강판으로서, Mo ≤ 0.25 %, Cr ≤ 1.65 % 를 함유하고, 이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 이며, 상기 강의 미세구조는 15 ~ 45 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되는 것을 특징으로 한다.
일 특정 실시형태에 따라서, 상기 조성은: 0.19 % ≤ C ≤ 0.23 % 를 포함한다.
바람직한 실시형태에 따라서, 상기 조성은: 1.5 % ≤ Mn ≤ 2.5 % 을 포함한다.
바람직하게는, 상기 조성은: 1.2 % ≤ Si ≤ 1.8 % 을 포함한다.
바람직하게는, 상기 조성은: 1.2 % ≤ Al ≤ 1.8 % 을 포함한다.
일 특정 실시형태에 따라서, 상기 조성은 0.05 % ≤ V ≤ 0.15 %, 0.004 % ≤ N ≤ 0.008 % 을 포함한다.
바람직하게는, 상기 조성은: 0.12 % ≤ V ≤ 0.15 % 을 포함한다.
바람직한 실시형태에 따라서, 상기 조성은: 0.0005 ≤ B ≤ 0.003 % 을 포함한다.
바람직하게는, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 된 상기 아일랜드의 평균 크기는 1 마이크론 미만이고, 상기 아일랜드 사이의 평균 거리는 6 마이크론 미만이다.
본 발명의 다른 주제는, 1200 MPa 초과의 강도 및 10 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 냉간 압연 강판의 제조 공정으로서, 0.10 % ≤ C ≤ 0.25 %, 1 % ≤ Mn ≤ 3 %, Al ≥ 0.010 %; Si ≤ 2.990 % 이고, 이때 1 % ≤ Si + Al ≤ 3 % 이고; S ≤ 0.015 %, P ≤ 0.1 %, N ≤ 0.008 %; Mo < 0.005 %, Cr < 0.005 %, B = 0 % 이고, 상기 조성은 선택적으로: 0.05 % ≤ V ≤ 0.15 % 및 Ti/N ≥ 4 이고 Ti ≤ 0.040 % 가 되는 Ti 양을 포함한다. 이 강으로부터 상기 반제품이 주조된 후에; 1150 ℃ 초과의 온도까지 되고, 상기 반제품은 열간 압연된 시트를 얻도록 열간 압연된다. 상기 시트는 코일링되고, 산세척된 후에, 냉간 압연된 시트를 얻도록 30 ~ 80 % 의 압하율로 냉간 압연된다. 상기 냉간 압연된 시트는 5 ~ 15 ℃/s 의 속도 Vc 로 Ac3 ~ Ac3 + 20 ℃ 의 온도 T1 까지 재가열되어 그 상태로 50 ~ 150 s 의 시간 t1 동안 유지된 후에, 40 ℃/s 초과 100 ℃/s 미만의 속도 VR1 으로 (Ms - 30 ℃ ~ Ms + 30 ℃) 의 온도 T2 까지 냉각된다. 상기 시트는 상기 온도 T2 에서 150 ~ 350 s 의 시간 t2 동안 유지된 다음 30 ℃/s 미만의 속도 VR2 로 대기 온도까지 냉각된다.
본 발명의 다른 주제는, 1200 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 냉간 압연 강판의 제조 공정으로서, 0.10 % ≤ C ≤ 0.25 %, 1 % ≤ Mn ≤ 3 %, Al ≥ 0.010 %; Si ≤ 2.990 % 이고, 이때 1 % ≤ Si + Al ≤ 3 % 이고; S ≤ 0.015 %, P ≤ 0.1 %; N ≤ 0.008 %; Mo < 0.25 %; Cr < 1.65 % 이고, 이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 %, 선택적으로 0.05 % ≤ V ≤ 0.15 %, B ≤ 0.005 % 이고, Ti/N ≥ 4 이고 Ti ≤ 0.040 % 가 되는 Ti 양을 포함한다. 이 강으로부터 반제품이 주조된 후에; 상기 반제품은 1150 ℃ 초과의 온도까지 되고, 상기 반제품은 열간 압연된 시트를 얻도록 열간 압연된다. 상기 시트는 코일링된 후에, 산세척되고, 상기 시트는 냉간 압연된 시트를 얻도록 30 ~ 80 % 의 압하율로 냉간 압연된다. 상기 냉간 압연된 시트는 5 ~ 15 ℃/s 의 속도 Vc 로 Ac3 ~ Ac3 + 20 ℃ 의 온도 T1 까지 재가열되어, 그 상태로 50 ~ 150 s 의 시간 t1 동안 유지된 후에, 25 ℃/s 초과 100 ℃/s 미만의 속도 VR1 로 Bs ~ (Ms - 20 ℃) 의 온도 T2 까지 냉각된다. 상기 시트는 상기 온도 T2 에서 150 ~ 350 s 의 시간 t2 동안 유지된 다음, 30 ℃/s 미만의 속도 VR2 로 대기 온도까지 냉각된다.
상기 온도 T1 은 바람직하게는 Ac3 + 10 ℃ ~ Ac3 + 20 ℃ 이다.
본 발명의 다른 주제는, 자동차 분야에서의 구조 부품 또는 보강 요소의 제조를 위한 상기 실시형태 중 어느 하나에 따르거나, 또는 상기 실시형태 중 어느 하나에 따른 공정에 의해 제조된 냉간 압연되고 어닐링된 강판의 용도이다.
본 발명의 다른 특징 및 이점은 실시예 및 첨부된 도면을 참조하여 이하의 설명을 통해 명백해질 것이다.
본 발명자는, 냉간 압연 및 어닐링된 얇은 강판이 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 된 아일랜드, 또는 "M-A" 아일랜드로 보강된 베이나이틱 미세구조를 가질 때 상기의 문제점들이 해결된다는 것을 증명하였다. 1600 MPa 을 초과하는 가장 높은 강도를 갖는 강의 경우에, 미세구조는 다량의 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함한다.
강의 화학적 조성과 관련하여, 탄소는 미세구조의 형성 및 기계적 특성에 있어서 매우 중요한 역할을 한다: 조성물의 다른 원소 (Cr, Mo, Mn) 및 냉간 압연 후에 어닐링 열처리와 관련하여, 탄소는 경화성을 증가시키고 베이나이틱 변형을 얻을 수 있도록 해준다. 본 발명에 따른 탄소 함량은 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 된 아일랜드를 형성하게 해주고, 탄소의 양, 모폴로지 (morphology) 및 조성은 상기의 특성이 얻어질 수 있게 해준다.
또한 탄소는 냉간 압연에 이은 어닐링 열처리 이후에 초석 페라이트의 형성을 지연시킨다: 그렇지 않으면, 이 저경도 상의 존재가 매트릭스와의 인터페이스에서 국부 손상의 양을 매우 크게 하여서, 경도가 더 커지게 된다. 높은 강도 레벨을 달성하기 위해서는, 어닐링으로부터 초석 페라이트가 생기지 않아야만 한다.
본 발명에 따라, 탄소 함량은 0.10 ~ 0.25 중량% 이다. 0.10 % 미만에서는, 충분한 강도가 얻어질 수 없고 잔류 오스테나이트의 안정성이 불충분해진다. 0.25 % 를 초과하면, 열영향부 (heat-affected zone) 에서 켄치 미세구조 (quench microstructures) 의 형성으로 인해서 용접성이 감소된다.
바람직한 실시형태에 따라서, 탄소 함량은 0.19 ~ 0.23 % 이다. 이 범위 내에서, 용접성은 매우 충분하고 M-A 아일랜드의 양, 안정성 및 모폴로지는 바람직한 한 쌍의 기계적 특성, 즉 강도/연신율을 얻기에 특히 적합하다.
1 ~ 3 중량% 의 양에서, 감마상의 형성을 촉진하는 원소인 망간을 첨가하면 냉간 압연 다음의 어닐링 후의 냉각시에 초석 페라이트의 형성을 방지할 수 있다. 망간은 또한 액상에서의 제련 동안에 강의 환원에도 기여한다. 망간의 첨가는 또한 효과적인 고용경화 (solid-solution hardening) 및 더 높은 강도의 달성에도 기여한다. 바람직하게는, 해로운 얼룩무늬 구조 (banded structure) 의 형성의 위험 없이 그 효과를 얻을 수 있도록 망간 함량은 1.5 ~ 2.5 % 이다.
본 발명에 따라, 규소 및 알루미늄이 함께 중요한 역할을 한다.
규소는 어닐링 후에 오스테나이트로부터 냉각시에 시멘타이트의 침전을 지연시킨다. 이에 따라 본 발명에 따른 규소의 첨가는 아일랜드 형태인 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 안정화시키고, 잔류 오스테나이트는 변형 효과를 받으면서 연속적으로 및 점진적으로 마르텐사이트로 변형된다. 오스테나이트의 다른 부분은 어닐링 후의 냉각시에 마르텐사이트로 바로 변형된다.
알루미늄은 강을 환원시키기 위한 매우 효과적인 원소이다. 이와 관련하여, 알루미늄의 함량은 0.010 % 이상이다. 규소와 같이, 알루미늄은 잔류 오스테나이트를 안정화시킨다.
오스테나이트의 안정화에 대한 알루미늄 및 규소의 영향은 유사하다. 규소와 알루미늄의 함량이 1 % ≤ Si + Al ≤ 3 % 가 될 때, 오스테나이트의 충분한 안정화가 얻어져서, 충분한 사용 특성을 여전히 유지하면서 원하는 미세구조를 형성할 수 있게 해준다. 최소 알루미늄 함량이 0.010 % 이기 때문에, 규소 함량은 2.990 % 를 초과하지 않는다.
바람직하게는, 잔류 오스테나이트의 충분한 양을 안정화시키고 냉간 압연에 선행하는 열간 코일링 단계 동안에 입계 산화 (integranular oxidation) 를 방지하기 위해서 규소 함량은 1.2 ~ 1.8 % 이다. 이렇게, 용융 도금 작업 (hot-dip galvanizing operations) 시에 특히 습윤성이 부족하게끔 하는 표면 결함이 나타나는 바와 같은, 고부착성의 산화물의 형성을 피할 수 있다.
또한 이들 효과는 알루미늄 함량이 바람직하게는 1.2 ~ 1.8 % 일 때 얻어진다. 등가 함량에 대해서, 알루미늄의 영향은 규소의 경우에서 상기에 설명된 바와 유사하지만, 표면 결함 출몰의 위험은 더 적다.
본 발명에 따른 강은 몰리브덴 및/또는 크롬을 선택적으로 포함한다. 몰리브덴은 경화성을 증가시키고, 초석 페라이트의 형성을 방지하고 베이나이틱 미세구조를 효과적으로 정련한다. 그러나, 0.25 중량% 초과의 함량은 베이나이트의 형성의 손실에 대한 현저한 마르텐사이트 미세구조의 형성의 위험을 증가시킨다.
크롬 또한 초석 페라이트의 형성의 방지 및 베이나이틱 미세구조의 정련에 기여한다. 1.65 % 초과이면, 현저한 마르텐사이트 구조를 얻는 위험이 높아진다.
그러나 몰리브덴과 비교하여, 그 효과는 덜 명백하다. 본 발명에 따라, 크롬 및 몰리브덴의 함량은 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 가 되도록 한다.
이 관계에서 크롬 및 몰리브덴 인자는 경화성, 특히 본 발명의 특정 냉각 조건 하에서 초석 페라이트의 형성을 방지하기 위해서 이들 원소의 각각의 특성에 대한 영향을 반영한다.
본 발명의 경제적인 실시형태에 따라, 강은 매우 낮거나 0 인 몰리브덴 및 크롬 함량, 즉 이들 두 원소에 대해서 0.005 중량% 미만의 함량 및 0 % 의 붕소를 가질 수도 있다.
1400 MPa 초과의 강도를 얻기 위해서, 상기에 언급된 양의 크롬 및/또는 몰리브덴이 첨가될 필요가 있다.
황 함량이 0.015 % 를 초과할 때, 망간 황화물의 과도한 존재로 인해서 성형성이 감소된다.
인 함량은 충분한 고온 연성을 유지하도록 0.1 % 로 제한된다.
질소 함량은 임의의 시효 (ageing) 를 피하도록 0.008 % 로 제한된다.
본 발명에 따른 강은 0.05 ~ 0.15 % 양의 바나듐을 선택적으로 함유한다. 특히 동시에 질소 함량이 0.004 ~ 0.008 % 일 때, 냉간 압연 다음의 어닐링 동안에 미세한 탄질화물 형태의 바나듐의 침전이 발생하고, 이들 탄질화물은 추가적인 경화를 제공한다.
바나듐 함량이 0.12 ~ 0.15 중량% 일 때, 균일한 연신율 또는 파단시 연신율이 특히 증가된다.
강은 0.005 % 를 초과하지 않는 양의 붕소를 선택적으로 함유할 수도 있다. 바람직한 실시형태에서, 강은 바람직하게는 0.0005 ~ 0.003 % 의 붕소를 함유하여서, 크롬 및/또는 몰리브덴의 존재시에 초석 페라이트의 발생을 억제하는 것을 돕는다. 다른 첨가 원소에 대한 보완으로서, 상기에 언급된 양으로 첨가된 붕소는 1400 MPa 초과의 강도를 얻도록 해준다.
강은 Ti/N ≥ 4 및 Ti ≤ 0.040 % 가 되도록 하는 양의 티타늄을 선택적으로 함유할 수도 있다. 이는 티타늄 탄질화물이 형성되도록 하여서 경화를 증가시킨다.
조성의 잔부는 제련으로 인한 불가피한 불순물로 이루어진다. Sn, Sb 및 As 등의 이들 불순물의 함량은 0.005 % 미만이다.
1200 MPa 초과의 강도를 갖는 강판의 제조를 위한 본 발명의 일 실시형태에 따라, 강의 미세구조는 65 ~ 90 % 의 베이나이트로 구성되고, 이들 함량은 단위 면적 당 백분율로 표현되고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 된 아일랜드 (M-A 화합물의 아일랜드) 로 구성된다.
이 구조는 저경도 초석 페라이트를 함유하지 않은, 현저하게 베이나이트계이고, 10 % 초과의 파단시 연신율을 갖는다.
본 발명에 따라, 매트릭스에 균일하게 분산되어 있는 M-A 아일랜드는 1 마이크론 미만의 평균 크기를 갖는다.
도 1 은 본 발명에 따른 강판의 미세구조의 예를 도시한다. 적절한 화학적 에칭액에 의해 M-A 아일랜드의 모폴로지가 밝혀졌다: 에칭 후에, M-A 아일랜드는 비교적 어두운 베이나이트 매트릭스에서 흰색을 띤다. 소형 아일랜드의 일부는 베이나이틱 페라이트 라스 (bainitic ferrite laths) 사이에서 국소화된다. 아일랜드는 통계적으로 대표적인 면적에서 약 500× ~ 1500× 의 확대 범위에서 관찰되고 아일랜드의 평균 크기 및 이들 아일랜드 사이의 평균 거리는 이미지 분석 소프트웨어를 이용하여 측정된다. 도 1 의 경우에, 단위 면적당 아일랜드의 백분율은 12 % 이고 M-A 아일랜드의 평균 크기는 1 마이크론 미만이다.
M-A 아일랜드의 특정한 모폴로지가 특히 바람직하다는 것이 설명되었다: 아일랜드의 평균 크기가 1 마이크론 미만일 때와 이들 아일랜드 사이의 평균 거리가 6 마이크론 미만일 때, 이하의 효과가 동시에 얻어진다:
- 대형 M-A 아일랜드에서의 파단 시작의 결여로 인한 제한된 손상; 및
- 다수의 소형 M-A 성분의 접근으로 인한 상당한 경화.
1400 MPa 초과의 강도와 8 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 강판의 제조를 위한 본 발명의 다른 실시형태에 따라서, 미세구조는 45 ~ 65 % 의 베이나이트로 구성되고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성된다.
1600 MPa 초과의 강도와 8 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 강판의 제조를 위한 본 발명의 다른 실시형태에 따라서, 미세구조는 15 ~ 45 % 의 베이나이트로 구성되고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된다.
본 발명에 따라 얇은 냉간 압연 및 어닐링된 시트를 제조하기 위한 공정의 실행은 이하와 같다:
- 본 발명에 따른 조성의 강이 제공된다:
- 이 강으로부터 반제품이 주조된다; 잉곳을 형성하거나 또는 연속적으로 약 200 ㎜ 의 두께를 갖는 슬라브를 형성하도록 주조가 실행될 수도 있다. 또한 수십 ㎜ 의 두께를 갖는 얇은 슬라브를 형성하거나, 또는 강으로 된 서로 반대방향으로 회전하는 롤 (steel counter-rotating rolls ) 사이에서 얇은 스트립을 형성하도록 주조가 실행될 수도 있다. 주조된 반제품은, 완전히, 압연 동안에 강이 받는 높은 변형에 바람직한 온도를 달성하도록 우선 1150 ℃ 초과의 온도까지 가열된다. 당연히, 서로 반대방향으로 회전하는 롤 사이에서의 얇은 슬라브 또는 얇은 스트립의 직접 주조의 경우에는, 최대 1150 ℃ 에서 시작하는 이들 반제품의 열간 압연의 단계가 주조 후에 바로 실행될 수도 있어서, 이 경우에는 중간 재가열 단계가 불필요하다;
- 반제품이 열간 압연된다. 본 발명의 이점은 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 최종 특징 및 미세구조는 압연 종료의 온도 및 열간 압연 다음의 냉각과 비교적 독립적이다라는 것이다;
- 다음으로, 열간 압연 시트가 코일링된다. 열간 압연된 시트의 경도 및 입계 표면 산화를 제한하도록 코일링 온도는 바람직하게는 550 ℃ 미만이다. 열간 압연된 시트의 경도가 너무 높으면 그 다음의 냉간 압연동안 및 가능하게는 에지 결함에 과도한 힘을 야기한다;
- 다음으로, 열간 압연된 시트는, 냉간 압연에 적절한 표면 마무리를 시트에 가하도록 원래 알려진 공정을 이용하여 산세척된다. 열간 압연된 시트의 두께를 30 ~ 80 % 만큼 감소시키도록 냉간 압연이 실시된다;
- 다음으로, 바람직하게는, 이하의 상을 포함하는 연속적인 어닐링에 의해 어닐링 열처리가 실시된다;
- 온도 T1 까지 5 ~ 15 ℃/s 의 가열 속도 Vc 를 갖는 가열상. Vc 가 15 ℃/s 를 초과할 때, 냉간 압연에 의해 가공-경화된 시트의 재결정화가 완성되지 않을 수도 있다. 생산성을 위해서는 5 ℃/s 의 최소값이 요구된다. 5 ~ 15 ℃/s 의 속도 Vc 는 원하는 최종 미세구조에 특히 적합한 오스테나이트 입경을 얻게 해준다. 온도 T1 은 Ac3 ~ Ac3 + 20 ℃ 이고, 온도 Ac3 는 가열 동안에 오스테나이트로의 완전한 변형에 따른다. Ac3 는 강의 조성 및 가열 속도에 따라 달라지고, 예컨대 팽창계에 의해 결정될 수도 있다. 완전한 오스테나이트화는 초석 페라이트의 연속적인 형성이 제한된다는 것을 의미한다. 온도 T1 은 오스테나이트계 입자의 과도한 조대화를 방지하기 위해서 Ac3 + 20 ℃ 미만이어야 한다는 것이 중요하다. 이 (Ac3 ~ Ac3 + 20 ℃) 의 범위 내에서, 최종 제품의 특징은 주로 온도 T1 의 변화에 대해 민감하지 않다. 매우 바람직하게는, 온도 T1 은 Ac3 + 10 ℃ ~ Ac3 + 20 ℃ 이다. 이들 조건 하에서, 본 발명자는 오스테나이트계 입경이 보다 균질하고 미세하여서, 그 자체로서 이들 특징을 갖는 최종 미세구조를 형성한다는 것을 증명하였다;
- 50 s ~ 150 s 의 시간 t1 동안 온도 T1 에서의 소크 (soak). 이 단계는 오스테나이트의 균질화를 야기한다.
공정의 다음 단계는 강의 크롬 및 몰리브덴 함량에 따라 달라진다:
- 강이 크롬, 몰리브덴 및 붕소를 실질적으로 함유하지 않을 때, 즉 Cr < 0.005 %, Mo < 0.005 %, B = 0 % 일 때, 40 ℃/s 초과 100 ℃/s 미만의 속도 VR1 으로 Ms - 30 ℃ ~ Ms + 30 ℃ 의 온도 T2 까지 냉각이 실시된다. 이들 냉각 속도 조건 하에서, 오스테나이트로의 탄소의 확산은 제한된다. 이 효과는 100 ℃/s 초과시에 포화된다. 이 온도 T2 에서 150 ~ 350 s 의 시간 t2 동안 소크가 실시된다. Ms 는 마르텐사이트계 변형 시작 온도를 나타낸다. 이 온도는 적용되는 강의 조성에 따라 달라지고 예컨대 팽창계에 의해 결정될 수도 있다. 이들 조건은 냉각 동안에 초석 페라이트의 형성을 방지해준다. 이들 조건은 또한 대부분의 오스테나이트가 베이나이트로 변형되도록 한다. 나머지 부분은 마르텐사이트로 변형되거나 잔류 오스테나이트 형태로 안정화될 수도 있다;
- 강이, Mo ≤0.25 %, Cr ≤ 1.65 % 이고 Cr + 3Mo ≥ 0.3% 가 되도록 크롬 함량 및 몰리브덴 함량을 가질 때, 25 ℃/s 초과 및 100 ℃/s 미만의 속도 VR1 로 Bs ~ Ms - 20 ℃ 의 온도 T2 로 냉각된다. 이 온도 T2 에서 150 ~ 350 s 의 시간 t2 동안 소크가 실시된다. Bs 는 베이나이트계 변형 시작 온도를 나타낸다. 이들 조건은 상기와 동일한 미세구조 특징을 얻을 수 있게 해준다. 크롬 및/또는 몰리브덴의 첨가는 특히 초석 페라이트가 형성되지 않는 것을 보장하게 해준다. 본 발명에 따른 냉각 속도 제한 VR1 내에서, 제품의 최종 특징은 이 속도 VR1 의 변화에 비교적 민감하지 않다; 및
- 공정의 다음 단계는 제품이 크롬 및/또는 몰리브덴을 함유하든 함유하지 않든 동일하다: 냉각 단계는 30 ℃/s 미만의 속도 VR2 로 대기 온도까지 실시된다. 특히 온도 T2 가 본 발명에 따른 범위 내에서 현저히 낮을 때, 30 ℃/s 미만의 속도 VR2 에서의 냉각은 새로 형성된 마르텐사이트 아일랜드를 템퍼링하고, 이것은 사용 특성의 관점에서 바람직하다.
도 1 은 본 발명에 따른 강판의 구조의 예를 도시하고, 상기 구조는 LePera 에칭액에 의해 밝혀진다.
도 2 는 본 발명에 따른 강판의 구조의 예를 도시하고, 상기 구조는 Nital 에칭액에 의해 밝혀진다.
이하의 표에 주어진 조성 (중량% 로 표현됨) 을 갖는 강이 제련되었다. 본 발명에 따른 강의 제조를 나타내는 Ⅰ-1 ~ Ⅰ-5 의 강과 별도로, 이 표는 기준 시트의 제조를 나타내는 강 R-1 ~ R-5 의 조성 사이의 비교를 나타낸다.
Figure 112009069189758-PCT00001
상기 조성을 따르는 반제품은 1200 ℃ 에서 재가열되었고 3 ㎜ 의 두께로 열간 압연되었고 550 ℃ 미만의 온도에서 코일링되었다. 그 다음, 시트는 0.9 ㎜ 의 두께로, 즉 70 % 의 압하율로 냉간 압연되었다. 임의의 조성으로부터, 특정 강이 다양한 제조 조건에 놓여졌다. 번호 Ⅰ1-a, Ⅰ1-b, Ⅰ1-c 및 Ⅰ1-d 는 강 조성 Ⅰ1 과 상이한 조건 하에서 제조되는 예컨대 4 개의 강판을 나타낸다. 표 2 는 냉간 압연 후에 어닐링된, 시트를 제조하기 위한 조건을 나타낸다. 모든 경우에 가열 속도 Vc 는 10 ℃/s 였다.
또한 Ac3, Bs 및 Ms 변태 온도가 표 2 에 주어진다.
또한 정량적 현미경에 의해 측정된 다양한 미세구조 성분, 즉 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 단위 면적당 분획이 표시되어 있다.
M-A 아일랜드는 LePera 에칭액으로 밝혀졌다. 그 조직은 Scion® 영상 분석 소프트웨어를 이용하여 시험되었다.
Figure 112009069189758-PCT00002
얻어진 인장 기계 특성 (항복 강도 (Re), 강도 (Rm), 균일 연신율 (Au) 및 파단시 연신율 (At)) 이 이하의 표 3 에 주어진다. Re/Rm 비도 보여진다.
특정 경우에, 두께가 1.4 ㎜ 로 감소되는 Charpy V 유형의 인성 표본에서 -40℃ 에서의 파쇄 에너지 (fracture energy) 가 결정되었다.
절삭부의 연속적인 변형성을 감소시킬 수도 있는, 절삭 (예컨대 전단 또는 펀칭) 과 관련된 손상도 평가되었다. 이를 위해, 20 × 80 ㎟ 의 측정 표본이 전단되었다. 그 후에 이들 표본의 일부의 에지가 폴리싱되었다. 표본은 광증착 그리드로 코팅된 후에 파쇄될 때까지 일축성 인장을 받았다. 응력 방향과 평행한 일차 스트레인 (ε1) 이 변형된 그리드로부터 파쇄 시작부에 가능한 한 가까이에서 측정되었다. 이 측정은 기계적 절삭 에지를 갖는 표본 및 폴리싱된 에지를 갖는 표본에서 실시되었다. 절삭에 대한 민감도가 손상 인자:Δ = [ε1 (절삭 에지) - ε1 (폴리싱된 에지)]/ε1 (폴리싱된 에지) 에 의해 평가되었다.
몇몇 시트에 대해서, 초기 직경이 10 ㎜ 인 구멍을 갖는 105 × 105 ㎟ 측정 표본의 절삭 에지 근처의 손상도 평가되었다. 원뿔형 펀치를 도입한 후에 구멍의 직경에서의 상대 증가가 크래킹이 발생할 때까지 측정되었다.
Figure 112009069189758-PCT00003
본 발명에 따른 조성을 갖고 본 발명의 조건에 따라 제조된 시트 (Ⅰ1-a, Ⅰ2-a-b, Ⅰ3-a, Ⅰ4 및 Ⅰ5) 는 특히 기계적 특성의 유리한 조합을 갖는다: 한편으로는, 1200 MPa 초과의 강도 및, 다른 한편으로는, 항상 10 % 이상인 파단시 연신율을 갖는다. 본 발명에 따른 강은 또한 -40℃ 에서 40 joules/㎠ 초과의 Charpy V 파쇄 에너지를 갖는다. 이는 특히 동적 스트레싱 (dynamic stressing) 의 경우에, 실수의 갑작스런 파급에 대한 저항성이 있는 부품의 제조를 가능하게 한다. 본 발명에 따라 최소 강도가 1200 MPa 이고 최소 파단시 연신율이 10 % 인 강의 미세구조는 65 ~ 90 % 의 베이나이트 함량을 갖고 나머지는 M-A 아일랜드로 구성된다. 이렇게 도 1 은 88 % 의 베이나이트 및 12 % 의 M-A 아일랜드를 포함하는 강판 Ⅰ3a 의 미세구조를 도시하고, 이 미세구조는 LePera 에칭액으로 에칭됨으로써 밝혀진다. 도 2 는 Nital 에칭액에 의해 밝혀지는 이 미세구조를 도시한다. 1400 MPa 의 최소 강도 및 8 % 의 최소 파단시 연신율을 갖는 강의 경우에, 본 발명에 따른 강은 45 ~ 65 % 의 베이나이트 함량을 갖고, 나머지는 M-A 아일랜드이다. 1600 MPa 의 최소 강도 및 8 % 의 최소 파단시 연신율을 갖는 강의 경우에, 본 발명에 따른 강은 15 ~ 35 % 의 베이나이트 함량을 갖고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가다. 본 발명에 따른 강판은 1 마이크론 미만의 M-A 아일랜드 크기를 갖고, 아일랜드 간의 거리는 6 마이크론 미만이다.
또한 본 발명에 따른 강은 절삭의 경우의 손상에 대해 우수한 저항성을 갖는데, 왜냐하면 손상 인자 (Δ) 가 -23% 로 제한되기 때문이다. 이들 특성을 갖지 않는 강판 (R5) 은 43% 의 손상 인자를 가질 수도 있다. 본 발명에 따른 이들 시트는 우수한 구멍 팽창 능력을 보여준다.
본 발명에 따른 강은 또한 우수한 균질한 용접성을 갖는다: 상기에 언급된 두께에 적합한 용접 파라미터에 있어서, 용접된 조인트에는 저온 또는 고온 크랙이 없다.
강판 Ⅰ1-b 및 Ⅰ1-c 는 매우 낮은 온도 T1 에서 어닐링되었고, 오스테나이트화 변태가 완료되지 않았다. 따라서, 미세구조는 초석 페라이트 (Ⅰ1-b 의 경우에는 40 % 이고 Ⅰ1-c 의 경우에는 20 %) 및 과도한 양의 M-A 아일랜드를 포함한다. 이에 따라 초석 페라이트의 존재로 인해 강도가 감소된다.
강판 Ⅰ1-d 의 경우에는, 소크 온도 T2 는 Ms + 30 ℃ 를 초과한다: 고온에서 발생하는 베이나이트화 변태는 더 조대한 구조를 야기하여서 강도가 불충분해지게 된다.
강판 Ⅰ-2c 의 경우에는, 어닐링 후에는 냉각 속도 VR1 가 불충분하고, 형성된 미세구조는 더 균질하고 파단시 연신율은 10 % 미만으로 감소된다.
강판 Ⅰ-3b 의 경우에는, 소크 온도 T2 는 Ms - 20 ℃ 미만이다. 따라서, 냉각 속도 VR1 은 저온에서 형성된 베이나이트 및 마르텐사이트의 출현을 야기하고, 이들은 불충분한 연신율과 관련이 있다.
강 R1 은 불충분한 (규소 + 알루미늄) 함량을 갖고 소크 온도 T2 는 Ms - 20 ℃ 미만이다. 불충분한 (Si + Al) 함량 때문에, 형성된 M-A 아일랜드의 양은 1200 MPa 이상의 강도를 얻기엔 불충분하다.
강 R2 및 R3 는 불충분한 탄소, 망간 및 규소 + 알루미늄 함량을 갖는다. 형성된 M-A 화합물의 양은 10 % 미만이다. 또한, Ac3 미만의 어닐링 온도 T1 은 초석 페라이트와 시멘타이트 모두의 함량을 과도하게 하여서, 불충분한 강도를 유발한다.
강 R4 는 불충분한 (Si + Al) 함량을 갖고 냉각 속도 VR1 은 특히 매우 낮다. 이에 따라 냉각시에 탄소를 가진 오스테나이트가 많으면, 마르텐사이트를 형성하고 본 발명에 의한 강도 및 연신율 특성을 얻기에는 불충분하다.
강 R5 는 또한 불충분한 (Si + Al) 함량을 갖는다. 어닐링 이후에 냉각 속도의 빠르기가 불충분하면, 빠른 냉각 속도는 초석 페라이트의 과도한 함량으로 인한 불충분한 기계적 강도를 유발한다.
강판 Ⅰ2-a 의 제조 공정으로부터 시작해서, 강판 Ⅰ2-d 는 온도 T1 이 830 ℃, 즉 온도 Ac3 인 것을 제외하고는, 동일한 특징을 갖는 공정에 따라 제조되었다. T1 이 Ac3 와 동일한 경우에는, 원뿔형 구멍 팽창 능력은 25 % 이다. 온도 T1 이 850 ℃ (Ac3 + 20 ℃) 와 동일할 때, 팽창 능력은 31 % 까지 증가된다.
이렇게, 본 발명은 매우 높은 강도를 고연성과 결합하는 강판의 제조를 가능하게 한다. 본 발명에 따른 강판은 자동차 및 일반 산업 분야에서의 구조 부품 또는 보강 요소의 제조에 유리하게 이용된다.

Claims (17)

1200 MPa 초과의 강도를 갖는 냉간 압연 및 어닐링된 강판으로서, 이 강판의 조성은 중량% 로 표현되는 함량의 하기를 포함하고:
0.10 % ≤ C ≤ 0.25 %
1 % ≤ Mn ≤ 3 %
Al ≥ 0.010 %
Si ≤ 2.990 %
S ≤ 0.015 %
P ≤ 0.1 %
N ≤ 0.008 %,
이때 1 % ≤ Si + Al ≤ 3 % 이고,
상기 조성은 선택적으로 하기를 포함하고:
0.05 % ≤ V ≤ 0.15 %
B ≤ 0.005 %
Mo ≤ 0.25 %
Cr ≤ 1.65 %,
이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 %,
Ti/N ≥ 4 이고 Ti ≤ 0.040 % 가 되도록 하는 Ti 양이고,
상기 조성의 잔부는 철 및 제련으로부터 생긴 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 강의 미세구조는 15 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
제 1 항에 있어서, 10 % 초과의 파단시 연신율을 가지며,
Mo < 0.005 %
Cr < 0.005 %
B = 0 % 을 포함하고,
이때 상기 강의 미세구조는 65 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성되는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
제 1 항에 있어서,
Mo ≤ 0.25 %
Cr ≤ 1.65 % 이고,
이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 이고,
B = 0 % 를 함유하며,
상기 강의 미세구조는 65 ~ 90 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성되는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
제 1 항에 있어서, 1400 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율을 가지며,
Mo ≤ 0.25 %
Cr ≤ 1.65 % 를 함유하고,
이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 이며,
상기 강의 미세구조는 45 ~ 65 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 아일랜드로 구성되는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
제 1 항에 있어서, 1600 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율을 가지며,
Mo ≤ 0.25 %
Cr ≤ 1.65 % 를 함유하고,
이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3 % 이며,
상기 강의 미세구조는 15 ~ 45 % 의 베이나이트를 포함하고, 나머지는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
0.19 % ≤ C ≤ 0.23 %
제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
1.5 % ≤ Mn ≤ 2.5 %
제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
1.2 % ≤ Si ≤ 1.8 %
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
1.2 % ≤ Al ≤ 1.8 %
제 1 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
0.05 % ≤ V ≤ 0.15 %
0.004 % ≤ N ≤ 0.008 %
제 1 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
0.12 % ≤ V ≤ 0.15 %
제 1 항, 4 항 및 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 조성은 중량% 로 하기를 함유하는 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
0.0005 ≤ B ≤ 0.003 %
제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서, 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 된 상기 아일랜드의 평균 크기는 1 마이크론 미만이고, 상기 아일랜드 사이의 평균 거리는 6 마이크론 미만인 것을 특징으로 하는 냉간 압연 및 어닐링된 강판.
1200 MPa 초과의 강도 및 10 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 냉간 압연 강판의 제조 공정으로서:
- 제 2 항에 청구된 바와 같은 조성을 갖는 강이 제공되고,
- 이 강으로부터 반제품이 주조되고,
- 상기 반제품은 1150 ℃ 초과의 온도까지 되고,
- 상기 반제품은 열간 압연된 시트를 얻도록 열간 압연되고,
- 상기 시트는 코일링되고,
- 상기 열간 압연된 시트는 산세척되고,
- 상기 시트는 냉간 압연된 시트를 얻도록 30 ~ 80 % 의 압하율로 냉간 압연되고,
- 상기 냉간 압연된 시트는 5 ~ 15 ℃/s 의 속도 Vc 로 Ac3 ~ Ac3 + 20 ℃ 의 온도 T1 까지 재가열되어, 그 상태로 50 ~ 150 s 의 시간 t1 동안 유지된 후에, 40 ℃/s 초과 100 ℃/s 미만의 속도 VR1 으로 (Ms - 30 ℃ ~ Ms + 30 ℃) 의 온도 T2 까지 냉각되어 상기 온도 T2 에서 150 ~ 350 s 의 시간 t2 동안 유지된 다음, 30 ℃/s 미만의 속도 VR2 로 대기 온도까지 냉각되는 냉간 압연 강판의 제조 공정.
1200 MPa 초과의 강도 및 8 % 초과의 파단시 연신율을 갖는 냉간 압연 강판의 제조 공정으로서:
- 제 1 항 및 제 3 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 청구된 바와 같은 조성을 가지며 Mo 및 Cr 함량이 Mo ≤ 0.25 % 및 Cr ≤ 1.65 % 이고, 이때 Cr + 3Mo ≥ 0.3% 인 강이 제공되고;
- 이 강으로부터 반제품이 주조되고;
- 상기 반제품은 1150 ℃ 초과의 온도까지 되고,
- 상기 반제품은 열간 압연된 시트를 얻도록 열간 압연되고,
- 상기 시트는 코일링되고,
- 상기 열간 압연된 시트는 산세척되고,
- 상기 시트는 냉간 압연된 시트를 얻도록 30 ~ 80 % 의 압하율로 냉간 압연되고,
- 상기 냉간 압연된 시트는 5 ~ 15 ℃/s 의 속도 Vc 로 Ac3 ~ Ac3 + 20 ℃ 의 온도 T1 까지 재가열되어 그 상태로 50 ~ 150 s 의 시간 t1 동안 유지된 후에, 25 ℃/s 초과 100 ℃/s 미만의 속도 VR1 로 Bs ~ (Ms - 20 ℃) 의 온도 T2 까지 냉각되어 상기 온도 T2 에서 150 ~ 350 s 의 시간 t2 동안 유지된 다음, 30 ℃/s 미만의 속도 VR2 로 대기 온도까지 냉각되는 냉간 압연 강판의 제조 공정.
제 14 항 또는 제 15 항에 있어서, 상기 온도 T1 은 Ac3 + 10 ℃ ~ Ac3 + 20 ℃ 인 것을 특징으로 하는 냉간 압연 강판의 제조 공정.
제 1 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 청구되거나, 또는 제 14 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 청구된 공정에 의해 제조된 냉간 압연되고 어닐링된 강판을 자동차 분야에서의 구조 부품 또는 보강 요소의 제조를 위해 사용하기 위한 용도.
KR1020097023517A 2007-05-11 2008-04-28 고강도의 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 제조 공정, 및 이렇게 제조된 강판 KR101523395B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP07290598A EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2007-05-11 Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP07290598.7 2007-05-11
PCT/FR2008/000609 WO2008145871A2 (fr) 2007-05-11 2008-04-28 Procede de fabrication de tôles d'acier laminees a froid et recuites a tres haute resistance, et tôles ainsi produites

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20100016438A true KR20100016438A (ko) 2010-02-12
KR101523395B1 KR101523395B1 (ko) 2015-05-27

Family

ID=38596874

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020097023517A KR101523395B1 (ko) 2007-05-11 2008-04-28 고강도의 냉간 압연 및 어닐링된 강판의 제조 공정, 및 이렇게 제조된 강판

Country Status (16)

Country Link
US (4) US20100307644A1 (ko)
EP (2) EP1990431A1 (ko)
JP (1) JP5398701B2 (ko)
KR (1) KR101523395B1 (ko)
CN (1) CN101765668B (ko)
AR (1) AR066508A1 (ko)
BR (1) BRPI0821572B1 (ko)
CA (1) CA2686940C (ko)
ES (1) ES2655476T5 (ko)
HU (1) HUE035549T2 (ko)
MA (1) MA31555B1 (ko)
MX (1) MX2009011927A (ko)
PL (1) PL2155915T5 (ko)
RU (1) RU2437945C2 (ko)
WO (1) WO2008145871A2 (ko)
ZA (1) ZA200907430B (ko)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101453240B1 (ko) * 2011-05-10 2014-10-22 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도
KR101521342B1 (ko) * 2012-03-30 2015-05-18 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판
US9115416B2 (en) 2011-12-19 2015-08-25 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability

Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP2123786A1 (fr) 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
CN101928875A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN103154279B (zh) * 2010-10-12 2015-09-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 热成形钢坯的方法和热成形的部件
BR112014000074A2 (pt) 2011-07-06 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp "chapa de aço laminada a frio galvanizada por imersão a quente, e processo para produção da mesma"
PL2803744T3 (pl) 2012-01-13 2018-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno i sposób jej wytwarzania
ES2733320T3 (es) 2012-01-13 2019-11-28 Nippon Steel Corp Acero estampado en caliente y método para producir el mismo
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP2013209728A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 耐時効性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
ES2684342T3 (es) 2012-04-10 2018-10-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Elemento de absorción de impactos y método para su fabricación
JP2014019928A (ja) * 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
EP2690184B1 (de) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN102766807A (zh) * 2012-07-31 2012-11-07 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含硼贝氏体钢板及其制造方法
PL2895635T3 (pl) * 2012-09-14 2019-08-30 Mannesmann Precision Tubes Gmbh Stop stalowy dla niskostopowej stali o wysokiej wytrzymałości
WO2015011511A1 (fr) 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
DE102013013067A1 (de) * 2013-07-30 2015-02-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa und verbesserten Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
ES2636780T3 (es) 2013-08-22 2017-10-09 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Procedimiento para la fabricación de un componente de acero
PL3114246T3 (pl) * 2014-02-05 2020-03-31 Arcelormittal S.A. Formowalna na gorąco, możliwa do hartowania na powietrzu, spawalna, blacha stalowa
CN103952635B (zh) * 2014-05-13 2016-09-14 东北特钢集团北满特殊钢有限责任公司 含锰硅的高强钢及其制备方法
KR101891018B1 (ko) * 2014-05-29 2018-08-22 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열처리 강재 및 그 제조 방법
CN104018069B (zh) * 2014-06-16 2016-01-20 武汉科技大学 一种高性能低碳含Mo贝氏体钢及其制备方法
WO2016001704A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
WO2016001708A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
WO2016132165A1 (fr) * 2015-02-19 2016-08-25 Arcelormittal Procede de fabrication d'une piece phosphatable a partir d'une tole revetue d'un revetement a base d'aluminium et d'un revetement de zinc
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
US10941476B2 (en) 2016-01-22 2021-03-09 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method for producing the same
WO2018115933A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115936A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018215813A1 (en) * 2017-05-22 2018-11-29 Arcelormittal Method for producing a steel part and corresponding steel part
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2018234839A1 (en) * 2017-06-20 2018-12-27 Arcelormittal ZINC COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH POINTS WELDABILITY
WO2019111029A1 (en) 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019122963A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN109576579A (zh) * 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
BR112021005688B1 (pt) * 2018-11-30 2023-05-02 Arcelormittal Chapa de aço, método para a produção de uma chapa de aço e uso
CN109894812B (zh) * 2019-02-13 2021-09-24 舞阳钢铁有限责任公司 一种小单重坯料生产Cr-Mo钢板的方法
CN112159931B (zh) * 2020-09-28 2022-08-12 首钢集团有限公司 一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法
CN113215493B (zh) * 2021-05-11 2022-01-07 北京理工大学 一种高强度榴弹弹钢及其制备方法
CN114807746B (zh) * 2021-05-28 2022-12-30 广西柳钢华创科技研发有限公司 高速棒材生产的hrb500e螺纹钢筋
CN113699456B (zh) * 2021-09-01 2022-06-21 山东盛阳金属科技股份有限公司 一种254SMo超级奥氏体不锈钢热连轧板卷生产工艺
CN115261704B (zh) * 2022-07-29 2023-01-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 中等强度热轧贝氏体钢轨制造方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04350121A (ja) * 1991-05-27 1992-12-04 Nippon Steel Corp 高温強度特性がすぐれた鋼板の製造方法
FR2729974B1 (fr) 1995-01-31 1997-02-28 Creusot Loire Acier a haute ductilite, procede de fabrication et utilisation
JPH0925538A (ja) * 1995-05-10 1997-01-28 Kobe Steel Ltd 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JPH09263838A (ja) * 1996-03-28 1997-10-07 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP3450985B2 (ja) * 1997-04-10 2003-09-29 新日本製鐵株式会社 形状が良好で曲げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2001226741A (ja) * 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001267386A (ja) 2000-03-22 2001-09-28 Sony Corp 半導体装置用テスト回路
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4304350B2 (ja) 2002-08-20 2009-07-29 雅則 平野 ポリヌクレオチドの合成方法
FR2847271B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP4068950B2 (ja) 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP2005168405A (ja) * 2003-12-11 2005-06-30 Ajinomoto Co Inc ジペプチドの製造方法
US7591977B2 (en) * 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
US20050247378A1 (en) * 2004-04-22 2005-11-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold rolled steel sheet having excellent formability, and plated steel sheet
JP4254663B2 (ja) * 2004-09-02 2009-04-15 住友金属工業株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2006089775A (ja) * 2004-09-21 2006-04-06 Nisshin Steel Co Ltd 耐久性に優れたタイヤ中子の製造方法
CA2531615A1 (en) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property
RU2292404C1 (ru) 2005-07-15 2007-01-27 Открытое акционерное общество "Северсталь" Способ производства полос для изготовления труб
JP4772496B2 (ja) * 2005-12-27 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101453240B1 (ko) * 2011-05-10 2014-10-22 아르셀러미탈 인베스티가시온 와이 데살롤로 에스엘 높은 기계적 강도, 연성 및 성형성 특성들을 갖는 강판, 이 강판들의 제조 방법 및 용도
US9115416B2 (en) 2011-12-19 2015-08-25 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability
KR101521342B1 (ko) * 2012-03-30 2015-05-18 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판
US9611524B2 (en) 2012-03-30 2017-04-04 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio high-strength steel sheet having excellent workability

Also Published As

Publication number Publication date
JP5398701B2 (ja) 2014-01-29
MA31555B1 (fr) 2010-08-02
EP1990431A1 (fr) 2008-11-12
BRPI0821572A2 (pt) 2015-06-16
US20160355900A1 (en) 2016-12-08
PL2155915T5 (pl) 2022-09-05
EP2155915B1 (fr) 2017-10-25
MX2009011927A (es) 2009-11-18
RU2437945C2 (ru) 2011-12-27
ES2655476T3 (es) 2018-02-20
WO2008145871A8 (fr) 2019-09-06
CN101765668A (zh) 2010-06-30
RU2009145940A (ru) 2011-06-20
PL2155915T3 (pl) 2018-03-30
CA2686940C (fr) 2014-01-21
US20220136078A1 (en) 2022-05-05
ES2655476T5 (es) 2022-09-29
US11414722B2 (en) 2022-08-16
ZA200907430B (en) 2010-07-28
CA2686940A1 (fr) 2008-12-04
US20200032366A1 (en) 2020-01-30
AR066508A1 (es) 2009-08-26
HUE035549T2 (en) 2018-05-28
US20100307644A1 (en) 2010-12-09
WO2008145871A2 (fr) 2008-12-04
EP2155915A2 (fr) 2010-02-24
US10612106B2 (en) 2020-04-07
JP2010526935A (ja) 2010-08-05
BRPI0821572B1 (pt) 2019-10-01
KR101523395B1 (ko) 2015-05-27
WO2008145871A3 (fr) 2009-02-19
EP2155915B2 (fr) 2022-04-27
CN101765668B (zh) 2011-12-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20220136078A1 (en) Process for manufacturing cold-rolled and annealed steel sheet with a very high strength, and sheet thus produced
CN108463340B (zh) 具有优异的可成形性的高强度钢板及其制造方法
KR102325721B1 (ko) 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법
RU2750309C2 (ru) Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся высокой деформируемостью, и способ ее изготовления
KR102325717B1 (ko) 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법
RU2403311C2 (ru) Способ производства высокопрочных стальных плит с великолепной пластичностью и производимые этим способом плиты
US9963756B2 (en) Method for production of martensitic steel having a very high yield point and sheet or part thus obtained
KR101736632B1 (ko) 항복강도 및 연성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP6610113B2 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
KR20240000646A (ko) 구멍 확장비가 높은 열간 압연된 강 시트 및 이의 제조 방법
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
JP2011144409A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN113692456B (zh) 剪切加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
WO2016152675A1 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
JP6684905B2 (ja) 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
CA3163313C (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
CA3183159A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
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
KR20240090672A (ko) 냉연 열처리 강판 및 그 제조 방법
KR20240019756A (ko) 우수한 전체 성형성 및 굽힘 특성을 갖는 자동차용 고강도 냉간 압연 강판
US20230340630A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Legal Events

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

Payment date: 20180510

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190430

Year of fee payment: 5