KR20100084570A - 강도 및 연신율 특성이 매우 크고 균질성이 우수한 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 방법 - Google Patents

강도 및 연신율 특성이 매우 크고 균질성이 우수한 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 방법 Download PDF

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니콜라스 겔톤
콜렝 스콧
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아르셀러미탈 프랑스
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Abstract

강도가 1,200 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 화학 조성물이, 중량% 로, 0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %; 16% ≤ Mn ≤ 19 %; Si ≤ 2 %; Al ≤ 0.050 %; S ≤ 0.030 %; P ≤ 0.050 %; N ≤ 0.1 %; 및 선택적으로는 Cr ≤ 1 %; Mo ≤ 1.50 %; Ni ≤ 1 %; Cu ≤ 5 %; Ti ≤ 0.50 %; Nb ≤ 0.50 %; V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고, 잔여조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며, 상기 강의 재결정화된 표면 분율은 100 % 이고, 상기 강의 침전된 탄화물로된 표면 분율은 0 % 이며, 상기 강의 평균 입도는 10 미크론 이하인 열간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.

Description

강도 및 연신율 특성이 매우 크고 균질성이 우수한 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 방법{METHOD OF PRODUCING AUSTENITIC IRON/CARBON/MANGANESE STEEL SHEETS HAVING VERY HIGH STRENGTH AND ELONGATION CHARACTERISTICS AND EXCELLENT HOMOGENEITY}
본 발명은 기계적인 성질이 매우 크고, 특히 기계적인 강도 및 파단 연신율이 매우 바람직하게 조합되어 있으며, 기계적 성질의 균질성이 우수한 열간압연 및 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판의 제조에 관한 것이다.
자동차 분야에서는, 차량에 있는 장치의 레벨이 지속적으로 증가하여, 차량 금속 구조물을 경량화할 필요성이 훨씬 더 커지고 있다. 이를 위해서는, 구조물의 성능을 향상시키고 무게를 감소시키도록 각각의 역할을 다시 생각해 보아야 한다. 이러한 지속적으로 증대되고 있는 요건을 충족하기 위해서 다양한 군의 강이 개발되었다. 이를 순서대로 나열하면, 예컨대, 미세한 니오븀, 바나듐, 또는 티타늄 침전물에 의해 경화된 고항복점 강; 이상 (dual-phase) 조직 강 (25 % 이하의 마르텐사이트를 포함하는 페라이트); 및 변형시 변태할 수 있는 페라이트, 마르텐사이트, 및 오스테나이트로 구성되는 트립 (transformation induced plasticity) 강이 있다. 각 타입의 조직에 있어서, 인장 강도 및 변형성은 상충하는 성질이어서, 일반적으로는, 하나의 성질의 급격한 감소 없이 매우 큰 값의 다른 하나의 성질을 얻을 수는 없다. 따라서, 트립 강의 경우에, 25 % 를 초과하는 연신율과 900 MPa 를 초과하는 강도를 동시에 획득하는 것은 어렵다. 열간압연된 강판의 강도가 1,200 MPa 까지 될 수 있지만, 연신율은 단지 10 % 정도인, 베이나이트계 또는 마르텐사이트계-베이나이트계 조직을 갖는 강도 있다. 이러한 성질은 수많은 용도에서는 만족스럽지만, 큰 강도 및 후속의 변형 및 에너지 흡수에 대한 큰 성질이 동시에 필요하여 경량화가 더 요구되는 경우에는, 불충분하다.
열간압연된 강판의 경우, 바닥 연결부, 휠, 도어 (door) 침입방지 바 (bar) 등과 같은 보강부, 또는 대형 차량 (트럭, 버스 등) 용 부품을 경량화하는데 상기의 성질을 유익하게 이용할 수 있는 약 1 ~ 10 mm 의 두께를 갖는 강판을 말한다. 냉간압연된 강판 (두께가 약 0.2 ~ 6 mm) 의 경우, 자동차의 안전성 및 내구성을 위해 사용되는 부품 또는 그밖에 외장 부품의 제조용을 말한다.
이러한 강도/연성 요건을 동시에 충족하기 위한 것으로, 1.5 % 이하의 C 및 15 ~ 35 % 의 Mn (함량은 중량% 임) 을 함유하며, 가능하게는 실리콘, 알루미늄, 또는 크롬 등과 같은 원소를 함유하고 있는 Fe-C-Mn 등과 같은 오스테나이트계 조직을 갖는 강이 공지되어 있다. 주어진 온도에서, 오스테나이트계 강의 변형 모드는 적층 결함 에너지 (SFE) 에 따라서만 달라지고, 적층 결함 에너지의 물리적인 양은 조성 및 온도에 따라서만 달라진다. SFE 가 감소할 경우, 변형은 연속해서 전위 미끄러짐 모드, 그 다음으로는 쌍정화 모드를, 그리고 마지막으로 마르텐사이트화 변태 모드를 거친다. 이들 모드 중, 기계적인 쌍정화에 의해 큰 작업경화성이 달성될 수 있고, 전위의 확대에 방해물로 작용하는 쌍정은 항복 강도를 증가시키는데 도움을 준다. SFE 는 특히 탄소 및 망간 함량에 따라 증가한다.
이와 같이, 쌍정화에 의해 변형될 수 있는 Fe-0.6%C-22% Mn 오스테나이트계 강이 공지되어 있다. 입도에 따라, 이 강 조성물은 약 900 ~ 1,150 MPa 의 인장 강도값과 50 ~ 80 % 의 파단 연신율을 갖게 된다.
그러나, 우수한 변형성을 갖는 동시에, 1,150 MPa 을 크게 초과하는 강도를 가지며, 고가의 합금을 첨가하지 않고도 이와 같이 되는, 열간압연 또는 냉간압연된 강판에 대한 해결되지않은 점이 있다. 후속의 기계적인 응력시에 매우 균일한 거동을 보이는 강판이 필요하다.
그러므로, 본 발명의 목적은, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 각각의 강도 수준에서 60,000 또는 50,000 MPa% 보다 커지도록, 1,200 MPa, 또는 1,400 MPa 이상의 강도와 연신율이 조합되고, 후속의 변형 또는 기계적인 응력시에 기계적인 성질이 매우 균일하며, 강판 또는 제품의 냉간 변형 중 또는 이후의 어떤 점에서 마르텐사이트 조직이 없는, 제조 비용이 적게 드는 열간압연 또는 냉간압연된 강판 또는 제품을 제공하는 것이다.
이러한 목적으로, 본 발명의 주제는, 강도가 1,200 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 화학 조성물이, 중량% 로, 0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %; 16% ≤ Mn ≤ 19 %; Si ≤ 2 %; Al ≤ 0.050 %; S ≤ 0.030 %; P ≤ 0.050 %; N ≤ 0.1 %; 및 선택적으로는 Cr ≤ 1 %; Mo ≤ 1.50 %; Ni ≤ 1 %; Cu ≤ 5 %; Ti ≤ 0.50 %; Nb ≤ 0.50 %; V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고, 잔여 조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며, 강의 재결정화된 표면 분율은 100 % 이고, 강의 침전된 탄화물로된 표면 분율은 0 % 이며, 강의 평균 입도는 10 미크론 이하인 열간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,200 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 화학 조성물이, 중량% 로, 0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %; 16% ≤ Mn ≤ 19 %; Si ≤ 2 %; Al ≤ 0.050 %; S ≤ 0.030 %; P ≤ 0.050 %; N ≤ 0.1 %; 및 선택적으로는 Cr ≤ 1 %; Mo ≤ 1.50 %; Ni ≤ 1 %; Cu ≤ 5 %; Ti ≤ 0.50 %; Nb ≤ 0.50 %; V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고, 잔여 조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며, 강의 재결정화된 표면 분율은 100 % 이고, 강의 평균 입도는 5 미크론 미만인 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,250 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 큰, 강의 평균 입도가 3 미크론 미만인 것을 특징으로 하는 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 강판이다.
바람직한 특징에 따라, 오스테나이트계 강판의 어떤 점에서, 강의 국부적인 탄소 함량 (CL) 및 망간 함량 (MnL) 은, 중량% 로, %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 이 된다.
바람직하게는, 강의 공칭 실리콘 함량은 0.6 % 이하이다.
바람직한 실시예에 따르면, 강의 공칭 질소 함량은 0.050 % 이하이다.
또한, 바람직하게는, 강의 공칭 알루미늄 함량은 0.030 % 이하이다.
바람직한 실시예에 따르면, 강의 공칭 인 함량은 0.040 % 이하이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,200 MPa 보다 크고, 강이 제련되는 공정에서 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 조성물이, 중량% 로, 0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %; 16% ≤ Mn ≤ 19 %; Si ≤ 2 %; Al ≤ 0.050 %; S ≤ 0.030 %; P ≤ 0.050 %; N ≤ 0.1 %; 및 선택적으로는 Cr ≤ 1 %; Mo ≤ 1.50 %; Ni ≤ 1 %; Cu ≤ 5 %; Ti ≤ 0.50 %; Nb ≤ 0.50 %; V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고, 잔여 조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며,
- 반제품은 이 강으로 주조되고;
- 강 조성물로 된 반제품은 1,100 ℃ 와 1,300 ℃ 사이의 온도에서 가열되고;
- 반제품은 900 ℃ 이상의 압연 마무리 온도에서 압연되고;
- 강의 재결정화된 표면 분율이 100 % 가 되도록 유지시간을 지키고 (필요한 경우);
- 강판은 20 ℃/s 이상의 속도로 냉각되며;
- 강판은 400 ℃ 이하의 온도에서 권취되는 열간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,400 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 50,000 MPa% 보다 크며, 열간압연, 권취 이후에 냉각, 및 권출된 상기 강판은 13 % 이상 17 % 이하의 등가 변형비로 냉간 변형되는 것을 특징으로 하는 열간압연된 오스테나이트계 강판을 제조하는 공정이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,250 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 60,000 MPa% 보다 큰 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정에 있어서, 상기 공정에 의해 획득된 열간압연된 강판이 제공되며; 각각의 사이클이, 상기 강판을 1 이상의 연속적인 통과로 냉간압연하는 단계, 및 재결정화 어닐링 처리를 실행하는 단계를 포함하는 1 이상의 사이클이 실행되며; 재결정화 어닐링 처리가 후속하여 오는 마지막 냉간압연 사이클 전의 평균 오스테나이트계 입도가 15 미크론 미만인 것을 특징으로 하는 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,400 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 50,000 MPa% 보다 크며, 마지막 재결정화 어닐링 처리 이후에, 강판은 6 % 이상 17 % 이하의 등가 변형비로 냉간 변형되는 것을 특징으로 하는 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정이다.
또한, 본 발명의 주제는, 강도가 1,400 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 가 50,000 MPa% 보다 큰 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정에 있어서, 본 발명에 따른 냉간압연 및 어닐링처리된 강판이 제공되고, 상기 강판은 6 % 이상 17% 이하의 등가 변형비로 냉간 변형되는 것을 특징으로 하는 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정이다.
또한, 본 발명의 주제는, 상기 반제품의 주조 온도, 전자기력에 의한 액체 금속의 교반, 및 확산에 의한 탄소 및 망간의 균질화를 유도하는 재가열 조건 등과 같은 상기 반제품이 주조 또는 재가열되는 조건은, 강판의 어떤 점에서, 중량% 로 표시되는, 국부적인 탄소 함량 (CL) 및 국부적인 망간 함량 (MnL) 이 %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 이 되도록 선택되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 강판을 제조하는 공정이다.
바람직한 실시예에 따르면, 반제품은 슬랩 형태로 주조되거나, 반대로 회전하는 강철 롤 사이의 얇은 스트립으로 주조된다.
또한, 본 발명의 주제는, 자동차 분야의 구조 또는 보강 요소 또는 외장부의 제조용 오스테나이트계 강판의 용도이다.
또한, 본 발명의 주제는, 상기의 공정에 의해, 자동차 분야의 구조 또는 보강 요소 또는 외장부 제조용으로 제조되는 오스테나이트계 강판의 용도이다.
예로서 주어진 하기의 설명과, 탄소 및 망간 함량의 함수에 따라 대기 온도 (300 K) 에서의 적층 결함 에너지의 이론적인 변화를 보여주는 첨부의 도 1 을 참조하면 본 발명의 다른 특징 및 이점이 명백해질 것이다.
수많은 시도 후에, 발명자는 다음의 조건 '강의 화학적 조성에 관련하여, 탄소는 미세조직의 형성 및 획득되는 기계적인 성질에 매우 중요한 역할을 함' 을 관찰함으로써, 상기의 다양한 요건이 충족된다는 것을 보여주었다. 16 ~ 19 wt% 의 망간 함량과 0.85 % 보다 큰 공칭 탄소 함량이 조합되면, 안정적인 오스테나이트계 조직이 획득될 수 있다. 그러나, 공칭 탄소 함량이 1.05 % 보다 크면, 공업적인 제조에 있어서의 열 순환시에, 특히 권취단계에서 강이 냉각될 때에, 발생하며, 연성 및 인성을 감소시키는, 탄화물의 침전을 방지하는 것이 어렵다. 또한, 탄소 함량의 증가는 용접성을 감소시킨다.
또한, 망간은, 강도를 증가시키고, 적층 결함 에너지를 증가시키며, 오스테나이트계 상을 안정화시키는데 필수적인 원소이다. 공칭 함량이 16 % 미만이면, 변형성을 매우 현저히 감소시키는 마르텐사이트 상이 형성될 위험 (나중에 나타남) 이 있다. 게다가, 공칭 망간 함량이 19 % 보다 크면, 쌍정 변형 모드는 완전 전위 미끄러짐 모드 보다 덜 유리하다. 게다가, 비용면에서, 망간 함량이 높은 것은 바람직하지 않다.
알루미늄은 강에서 산소를 제거하는데 특히 효과적인 원소이다. 탄소와 마찬가지로, 알루미늄은 적층 결함 에너지를 증가시킨다. 그러나, 망간 함량이 높은 강에 알루미늄이 과도하게 존재하면, 알루미늄은 장애물이 된다. 이는, 망간이 액체 철에서의 질소의 용해성을 증가시키고, 강에 과도하게 많은 양의 알루미늄이 존재하면, 알루미늄과 조합되는 질소가, 고온 변태시의 입계의 이동을 방해하며, 균열의 발생 위험을 매우 현저히 증가시키는 알루미늄 질화물의 형태로 침전하기 때문이다. 0.050 % 이하의 공칭 Al 함량은 AlN 의 침전을 방지한다. 마찬가지로, 공칭 질소 함량은, 침전 및 응고시의 용적 결함의 형성을 방지하도록 0.1 % 이하여야 한다. 이러한 위험은, 공칭 알루미늄 함량이 0.030 % 미만이고, 공칭 질소 함량이 0.050 % 미만일 경우에 특히 감소된다.
또한, 실리콘이 강에서 산소를 제거하고 고체상을 경화하는데 효과적인 원소이다. 그러나, 실리콘이 2 % 의 공칭 함량보다 많으면, 실리콘은 연신율을 감소시키고, 특정 어셈블링 공정시에 바람직하지않은 산화물을 형성시키는 경향이 있어, 실리콘은 이 한계점 미만으로 유지되어야 한다. 이러한 현상은, 공칭 실리콘 함량이 0.6 % 미만일 경우에, 현저히 줄어든다.
황 및 인은 입계를 무르게 만드는 불순물이다. 이들 각각의 공칭 함량은, 고온 연성을 충분히 유지시키도록 각각 0.030 % 및 0.050 % 를 초과해서는 안된다. 공칭 인 함량이 0.040 % 미만일 경우에, 물러짐 위험이 특히 감소된다.
크롬이, 고용체 경화로 강의 강도를 증가시키는데 선택적으로 사용될 수 있다. 그러나, 크롬은 적층 결함 에너지를 감소시키기 때문에, 크롬의 공칭 함량은 1 % 를 초과해서는 안된다. 니켈은 적층 결함 에너지를 증가시키고 높은 파단 연신율을 달성시키는데 기여한다. 그러나, 비용 면에서, 공칭 니켈 함량을 최대 1 % 이하로 제한하는 것이 또한 바람직하다. 유사한 이유로, 몰리브덴을 사용할 수도 있는데, 이 원소는 탄화물의 침전을 지연시키기도 한다. 효과와 비용면에서, 몰리브덴의 공칭 함량은 1.5 %, 바람직하게는 0.4 % 로 제한하는 것이 바람직하다.
마찬가지로, 선택적으로는, 공칭 함량 5 % 이하의 구리를 첨가하는 것이 구리 금속의 침전으로 강을 경화시키는 한가지 수단이 된다. 그러나, 구리 함량이 이보다 높으면, 구리에 의해 열간압연된 강판에 표면 결함이 발생한다.
또한, 티타늄, 니오븀, 및 바나듐이 탄질화물의 침전에 의한 경화를 달성하는데 선택적으로 사용될 수 있는 원소이다. 그러나, 공칭 Nb, V, 또는 Ti 함량이 0.50 % 보다 크면, 과도한 탄질화물 침전에 의해, 회피되어야 할 연성 및 인장성 (drawability) 의 감소가 발생한다.
본 발명에 따른 제조 공정을 실행하는 방법은 다음과 같다. 상기의 조성을 갖는 강을 제련한다. 제련 이후에, 강을 잉고트 (ingot) 형태로 주조하거나 200 mm 정도의 두께를 갖는 연속적인 슬랩 형태로 주조할 수 있다. 강을 수십 mm 두께의 얇은 슬랩 형태 또는 반대로 회전하는 강 롤 사이의 얇은 스트립 형태로 제조할 수도 있다. 물론, 본 원은 본 발명을 납작한 제품에 적용하는 것으로 설명하지만, 본 발명을 Fe-C-Mn 강으로 만들어지는 긴 제품의 제조에 적용할 수 있다.
우선, 이 주조된 반제품을 1,100 ℃ 와 1,300 ℃ 사이의 온도에서 가열한다. 이로 인해, 모든 점은 강의 압연시의 큰 변형에 적합한 온도 범위에 도달하게 된다. 그러나, 망간 및/또는 탄소 편석 (segregation) 영역에 도달될 수 있는 고상 온도 (solidus temperature) 에 너무 가까워지고, 고온 성형에 해로운 국부적인 액체 상태를 초래하기 때문에, 온도는 1,300 ℃ 를 넘으면 안된다. 반대로 회전하는 롤 사이의 얇은 스트립으로 바로 주조하는 경우, 1,300 ℃ 와 1,100 ℃ 사이의 온도에서 이 반제품을 열간압연하는 단계를 주조 후에 바로 개시할 수 있어, 이러한 경우에는 중간 재가열 단계가 불필요하게 된다.
반제품 생산 조건 (주조, 재가열) 은 잠재적인 탄소 및 망간 편석에 직접적인 영향을 주는데, 이점에 대해서는 나중에 상세하게 설명할 것이다.
반제품은, 예컨대, 수 밀리미터 이하 두께의 열간압연된 스트립으로 열간압연 된다. 본 발명에 따른 강의 낮은 알루미늄 함량은, 압연시의 열간 변형성을 손상시키는 AlN 의 과도한 침전을 방지한다. 연성의 부족으로 인한 균열 문제를 회피하기 위해서, 압연 마무리 온도는 900 ℃ 이상이어야 한다.
발명자는, 강의 재결정화된 표면 분율이 100 % 미만일 경우, 획득되는 강판의 연성이 감소한다는 것을 증명하였다. 따라서, 열간압연 조건이 오스테나이트의 완전한 재결정화를 유도하지 않는다면, 열간압연 단계 이후에, 재결정화된 표면 분율이 100 % 가 되도록 유지 시간을 준수하여야 한다는 것을 발명자는 증명하였다. 따라서, 압연 단계 이후의 고온의 등온 소크 단계 (soak phase) 에 의해 완전한 재결정화가 이루어진다.
열간압연된 강판에 있어서, 기계적인 성질의 저하, 특히 연성의 감소 및 항복 강도의 증가를 초래하는 탄화물 (필수적으로는, 시멘타이트 (Fe,Mn)3C 및 펄라이트) 의 침전을 방지할 필요가 있다는 것도 증명하였다. 이를 위해, 발명자는, 20 ℃/s 이상의 압연 단계 이후 (또는, 선택적으로는 재결정화에 필요한 유지 시간 이후) 의 냉각율은 침전을 완전히 방지한다는 것을 알아내었다. 이 냉각 단계는 권취 작업의 전 단계이다. 침전을 회피하기 위해서, 권취 온도는 400 ℃ 보다 낮아야 한다는 것도 증명하였다.
본 발명에 따른 강 조성물에 대해서, 발명자는, 평균 오스테나이트계 입도가 10 미크론 이하일 경우에, 특히 높은 강도 및 파단 연신율이 획득된다는 것을 증명하였다. 이 조건에 따라 획득된 열간압연된 강판의 인장 강도는 1,200 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 × 파단 연신율) 은 65,000 MPa% 보다 크다.
열간압연된 강판에 대해 1,400 MPa 이상의 훨씬 더 큰 강도 특성을 획득하는 것이 바람직한 적용예가 있다. 발명자는, 상기의 열간압연된 강판을 13 % 이상 17 % 이하의 등가 변형비로 냉간 변형함으로써 이러한 특성이 획득된다는 것을 증명하였다. 그러므로, 권취 이후 냉각, 권출, 및 일반적으로는 산세된 강판에서 냉간 변형이 일어난다. 이러한 상대적으로 낮은 비의 변형에 의해, 후속의 공정에 영향을 주지 않으면서 비등방성이 감소된 제품을 제조하게 된다. 따라서, 공정이 냉간 변형 단계를 포함하더라도, 박판의 제조에 대해서, 어닐링 전의 냉간압연 동안 만들어지는 일반적인 비에 비해 냉간 변형비가 극히 작고, 이에 따라 제조된 강판의 두께가 열간압연된 강판의 일반적인 두께 범위에 있는 한은 제조된 강판을 "열간압연된 강판" 이라고 할 수 있다. 그러나, 등가 냉간 변형비가 17 % 보다 크면, 연신율이 감소하여 파라미터 (P = 강도 Rm × 파단 연신율 A) 가 50,000 MPa% 에 도달할 수 없다. 본 발명의 조건하에서는, 매우 높은 강도에도 불구하고, 이러한 조건에 따라 획득된 곱 (P) 이 50,000 MPa% 이상이 되기 때문에, 강판은 우수한 연신성을 유지하게 된다.
냉간압연 및 어닐링처리된 강판의 경우, 발명자는, 원하는 성질을 달성하기 위해서는, 어닐링 이후에 조직이 완전히 재결정화되어야 한다는 것을 증명하였다. 동시에, 평균 입도가 5 미크론 미만인 경우, 강도는 1,200 MPa 를 초과하고, 곱 (P) 은 65,000 MPa% 보다 크다. 어닐링 이후에 획득된 입도가 3 미크론 미만인 경우, 강도가 1,250 MPa 를 초과하고, 곱 (P) 은 여전히 65,000 MPa% 보다 크다.
발명자는, 상기의 공정에 따라 열간압연된 강판을 공급하고, 각 사이클이 다음의 단계들,
- 1 이상의 연속적인 통과로 냉간압연하는 단계, 및
- 재결정화 어닐링 단계로 구성되는, 1 이상의 사이클을 실행함으로써, 강도가 1,250 MPa 보다 크고, 곱 (P) 이 60,000 MPa% 보다 큰, 냉간압연 및 어닐링처리된 강판을 제조하는 공정을 발견하였으며, 재결정화 어닐링을 받은, 마지막 냉간압연 사이클 이전의 평균 오스테나이트계 입도는 15 미크론 미만이였다.
1,400 MPa 를 초과하는 훨씬 더 큰 강도의 냉간압연된 강판을 획득하는 것이 바람직할 수 있다. 발명자는, 상기의 본 발명에 따른 특성을 갖는 냉간압연된 강판을 제공하고, 상기의 본 발명에 따른 공정을 이용하여 획득된 냉간압연된 강판을 제공함으로써, 이러한 성질이 달성될 수 있다는 것을 증명하였다. 발명자는, 등가 변형비가 6 % 이상 17 % 이하인 이러한 강판에 냉간 변형을 적용하면 1,400 MPa 보다 큰 강도 및 50,000 MPa% 보다 큰 곱 (P) 을 달성할 수 있다는 것을 발견하였다. 등가 냉간 변형비가 17 % 보다 클 경우, 연신율의 감소로 파라미터 (P) 가 50,000 MPa% 에 도달할 수 없다.
이제, 본 발명의 범위 내에서 탄소 및 망간의 특히 중요한 역할을 상세하게 설명한다. 이를 위해, 탄소-망간 도표 (잔부는 철임) 에서, 값이 5 ~ 30 mJ/m2 범위에 있는, 계산된 적층 결함 등에너지 곡선을 도시하는 도 1 을 참조한다. 주어진 변형 온도 및 주어진 입도에서, 변형의 모드는 동일한 SFE 를 갖는 Fe-C-Mn 합금에 대해 이론적으로 동일하다. 또한, 이 도표에 도시된 것은 마르텐사이트 온셋 (onset) 영역이다.
발명자는, 기계적인 거동을 식별하기 위해서는, 합금의 공칭 화학 조성, 예컨대 탄소 및 망간의 공칭 또는 평균 함량뿐 아니라, 합금의 국부적인 함량도 고려할 필요가 있음을 증명하였다.
이는, 강의 생산시, 응고에 의해, 약간의 특정 원소가 편석되기 때문이다. 이는, 고체상 내에서의 원소의 용해성이 액체상에서의 용해성과 다르기 때문이다. 따라서, 용질이 농후한 잔류 액체상을 포함하는 최종 응고상에서, 용질 함량이 공칭 조성 미만인 고체 핵이 자주 발생한다. 이 주 응고 조직은 다양한 형태 (예컨대, 수지상 또는 등축성 형태) 가 될 수 있고, 약간 뚜렷해질 수 있다. 이러한 특성은, 압연 및 후속의 가열 처리에 의해 변화되어도, 국부적인 원소 함량의 분석에 의하면, 이 원소의 평균 또는 공칭 함량에 대응하는 값 부근에서 변동하는 것으로 나타난다.
"국부적인 함량" 이라는 용어는 전자 프로브 등과 같은 장치로 측정한 함량을 의미한다. 이러한 장치에 의한 선 또는 면 스캔으로 국부적인 함량의 변화를 판정할 수 있다.
이에 따라, 공칭 함량이 C = 0.23 %, Mn = 24 %, Si = 0.203 %, N = 0.001 % 인 Fe-C-Mn 합금의 국부적인 함량 변화를 측정하였다. 발명자는, 국부적으로 탄소가 농후한 (또는, 탄소가 희박한) 영역이 망간이 농후한 (또는, 망간이 희박한) 영역에 대응하기도 하는, 탄소 및 망간의 공편석 (cosegregation) 을 증명하였다. 국부적 탄소 농도 (CL) 및 국부적 망간 농도 (MnL) 를 갖는 각각의 측정점을 도 1 에 도표로 만들었으며, 이 점들을 연결하면, 공칭 함량 (C = 0.23 % / Mn = 24 %) 이 중심에 오는, 국부적인 탄소 및 망간 변화를 나타내는 선분이 형성된다. 이러한 경우에, 적층 결합 에너지 값이 C 및 Mn 이 덜 농후한 영역의 7 mJ/m2 부터 가장 농후한 영역의 약 20 mJ/m2 까지 분포하기 때문에, 적층 결함 에너지의 변화에 의해 국부적인 탄소 및 망간 함량의 변화가 분명해진다는 것을 알 수 있다. 게다가, SFE 가 약 15 ~ 30 mJ/m2 일 때, 실내 온도에서의 바람직한 변형 모드로서 쌍정이 발생한다는 것을 알게 된다. 상기의 경우, 이 바람직한 변형 모드가 강판 전체에 나타나지 않을 수 있고, 잠재적으로 어떤 특정 영역들은, 공칭 조성의 강판에서 기대되는 것과 다른 기계적인 거동, 특히 특정 결정 내에서의 쌍정에 의한 낮은 변형성을 보일 수 있다. 더 일반적으로는, 예컨대, 변형 또는 응력 온도, 또는 입도에 따라 달라지는 매우 특정한 조건하에서, 국부적인 탄소 및 망간 함량은 국부적으로 변형유기 마트텐사이트화 변태를 일으키는 점까지 감소될 수 있다.
발명자는, 강판에서 매우 큰 기계적인 성질과 이 성질의 큰 균질성을 동시에 획득하기 위한 특정 조건을 찾아내었다. 상술한 바와 같이, 본 발명의 다른 성질과 연관되는 탄소 함량 (0.85 ~ 1.05 %) 및 망간 함량 (16 ~ 19 %) 의 조합에 의해 강도 값은 1,200 MPa 보다 커지고, 곱 (P = 강도 × 파단 연신율) 는 60,000 또는 65,000 MPa% 보다 커진다. 도 1 에 의하면, 강 조성물은, 쌍정에 의한 변형에 유리한 SFE 가 19 ~ 24 mJ/m2 정도인 영역에 있음을 보게 된다. 그러나, 발명자는, 국부적인 탄소 또는 망간 함량의 변화는 이전 예에서 언급한 것에 비해 영향이 훨씬 더 작다는 것도 증명하였다. 이는, 동일한 제조 조건하에서, 다양한 Fe-C-Mn 오스테나이트계 강 조성물에 대해 실행한 국부적인 함량 (CL, MnL) 변화의 측정치가, 도 1 에서 설명한 것과 매우 가까운 탄소 및 망간의 공편석을 보였기 때문이다. 이 조건하에서, 이 공편석을 나타내는 부분은 등-SFE 곡선 (iso-SFE curves) 에 대략 평행한 방향을 따라 놓이기 때문에, 국부적인 함량 (CL, MnL) 의 변화는 기계적인 거동에 약간의 영향만을 준다.
게다가, 발명자는, 기계적인 성질이 여러 부분에서 이질적으로 될 수 있기 때문에, 변형시 또는 강판의 이용시에 마르텐사이트의 형성을 완전히 회피해야 한다는 것을 증명하였다. 발명자는, 강의 어떤 점에서, 강판의 국부적인 탄소 및 망간 함량이 %MnL + 9.75%CL ≥ 21.66 이 될 때, 이 조건이 충족되는 것으로 판정하였다. 따라서, 본 발명에 의해 한정되는 공칭 화학 조성의 특성, 및 국부적인 탄소 및 망간 함량에 의해 한정되는 특성에 의해, 기계적인 특정이 매우 뛰어날 뿐만 아니라 이러한 성질이 매우 적게 분산되는 오스테나이트계 강판을 달성하게 된다.
당업자는, 일반적인 지식을 통해, 특히, 확산에 의해 탄소 및 망간을 균질화시키는 주조 조건 (주조 온도, 액체 금속의 전자기 교반) 또는 재가열 조건을 이용하여, 국부적인 함량에 관련되는 관계를 충족시키도록 제조 조건을 조절할 것이다.
특히, 반제품을 얇은 슬랩 형태 (수 센티미터의 두께를 가짐) 또는 얇은 스트립 형태로 주조하기 위한 공정을 실행하는 것이 바람직한데, 이 공정이 국부적인 조성의 불균질성 감소와 일반적으로 연관되어 있기 때문이다.
비한정적인 예를 통한 다음의 결과는 본 발명에 의한 바람직한 특징을 보여줄 것이다.
도 1 은 적층 결함 에너지의 이론적인 변화를 보여주는 도면이다.
예
이하와 같은 공칭 조성 (wt% 로 표시되는 함량) 의 강을 제련하였다.
Figure pat00001
주조 후에, 3 mm 두께를 달성하기 위해서, 본 발명에 따른 강 I 의 반제품을 1,180 ℃ 의 온도에서 재가열하고, 900 ℃ 이상의 온도까지만 열간압연 하였다. 완전한 재결정화를 위해, 압연 후에 2 s 의 유지 시간을 유지한 다음, 제품을 대기 온도에서 20 ℃/s 보다 큰 속도로 냉각하고, 이어서 권취하였다.
참조용 강을 1,150 ℃ 보다 높은 온도에서 재가열하고, 940 ℃ 보다 큰 압연 마무리 온도까지 압연한 다음, 450 ℃ 미만의 온도에서 권취하였다.
모든 강에서 재결정화된 표면 분율은 100 % 였고, 침전된 탄화물 분율은 0 % 였으며, 평균 입도는 9 미크론과 10 미크론 사이였다.
열간압연된 강판의 인장 성질은 다음과 같다.
Figure pat00002
이미 기계적인 성질이 큰 참조용 강 R1 에 비해, 본 발명에 따른 강은 약 200 MPa 까지 증가된 강도 및 매우 비슷한 연실율을 획득할 수 있었다.
변형시의 조직 및 기계적인 균질성을 평가하기 위해서, X-선 회절로 미세조직을 시험한 인발된 컵을 만들었다. 참조용 강 R2 의 경우, 변형비가 17 % 를 초과할 때마다, 마르테사이트의 발생이 관찰되었으며, 전체 인발 작업시 부서짐이 발생하였다. 분석에 의하면, 어떤 점에서도 %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 인 특징이 충족되지 않은 것으로 나타났다 (도 1).
본 발명에 따른 강의 경우, 마르텐사이트의 흔적을 발견할 수 없었고, 비슷한 분석에 의하면, 모든 점에서 %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 인 특징이 충족되어, 마르텐사이트의 발생을 방지하는 것으로 나타났다.
그 다음, 본 발명에 따른 강판은, 14 % 의 등가 변형으로 압연되어 약간 냉간 변형되었다. 제품의 강도는 1,420 MPa, 파단 연신율은 42 %, 즉 곱 (P) = 59,640 MPa% 였다. 매우 우수한 기계적인 성질을 갖는 이 제품은, 소성 및 낮은 이방성을 가지고 있어, 후속의 변형에 대해 큰 잠재성을 제공한다.
게다가, 권취, 권출, 및 산세 단계 이후, 본 발명에 따른 강의 열간압연된 강판 및 강 R1 의 열간압연된 강판은, 완전히 재결정화된 조직을 획득하도록 어닐링처리되기 전에 냉간압연되었다. 평균 오스테나이트계 입도, 강도, 및 파단 연신율을 이하의 표에 나타내었다.
Figure pat00003
그러므로, 평균 입도가 4 미크론인 본 발명에 따라 만들어진 강판은 특히 유익한 강도/연신율 조합 및 참조용 강에 비해 상당히 증가한 강도를 갖게 된다. 열간압연된 강판 제품의 경우에서와 같이, 이러한 성질은 제품의 매우 큰 균질성에 의해 획득되고, 변형 이후에 마르텐사이트의 흔적은 존재하지 않는다.
본 발명에 따른, 1.6 mm 두께의 냉간압연 및 어닐링처리된 강판에 대해 실행된 75 mm 직경의 반구형 펀치를 이용한 등이축 팽창 시험에 의하면, 인발 한계 깊이는 33 mm 로, 이는 우수한 변형성을 증명하는 것이다. 동일한 강판에 실행된 굽힘 시험은, 균열 발생 전 임계 변형이 50 % 를 초과함을 보여주었다.
본 발명에 따라 만들어진 강판은 등가 변형비 8 % 의 압연에 의해 냉간 변형되었다. 제품의 강도는 1,420 MPa, 파단 연신율은 48 % 로, 즉 곱 (P) = 68,160 MPa% 였다.
이와 같이, 특히 우수한 기계적인 성질, 매우 균질한 기계적인 거동, 및 미세조직 안정성으로 인해, 본 발명에 따른 열간압연 또는 냉간압연된 강은 큰 변형성 및 매우 큰 강도를 달성해야하는 용도에 바람직하게 사용될 것이다. 이 강이 자동차 제조업에 사용될 경우, 이러한 이점은 구조부, 보강 요소, 또는 외장부의 제조에 유익하게 이용될 것이다.

Claims (16)

  1. 강도가 1,200 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 화학 조성물이, 중량% 로,
    0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %;
    16% ≤ Mn ≤ 19 %;
    0 % < Si ≤ 2 %;
    0 % < Al ≤ 0.050 %;
    0 % < S ≤ 0.030 %;
    0 % < P ≤ 0.050 %;
    0 % < N ≤ 0.1 %; 및
    선택적으로는,
    Cr ≤ 1 %;
    Mo ≤ 1.50 %;
    Ni ≤ 1 %;
    Cu ≤ 5 %;
    Ti ≤ 0.50 %;
    Nb ≤ 0.50 %;
    V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고,
    잔여 조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며, 상기 강의 재결정화된 표면 분율은 100 % 이고, 상기 강의 침전된 탄화물로된 표면 분율은 0 % 이며, 상기 강의 평균 입도는 10 미크론 이하인 열간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  2. 강도가 1,200 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 화학 조성물이, 중량% 로,
    0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %;
    16% ≤ Mn ≤ 19 %;
    0 % < Si ≤ 2 %;
    0 % < Al ≤ 0.050 %;
    0 % < S ≤ 0.030 %;
    0 % < P ≤ 0.050 %;
    0 % < N ≤ 0.1 %; 및
    선택적으로는,
    Cr ≤ 1 %;
    Mo ≤ 1.50 %;
    Ni ≤ 1 %;
    Cu ≤ 5 %;
    Ti ≤ 0.50 %;
    Nb ≤ 0.50 %;
    V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고,
    잔여 조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며, 상기 강의 재결정화된 표면 분율은 100 % 이며, 상기 강의 평균 입도는 5 미크론 미만인 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  3. 제 2 항에 있어서, 강도가 1,250 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 65,000 MPa% 보다 큰, 상기 강의 평균 입도는 3 미크론 미만인 것을 특징으로 하는 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  4. 제 1 항에 있어서, 상기 강의 어떤 점에서, 국부적인 탄소 함량 (CL) 및 국부적인 망간 함량 (MnL) 은, 중량% 로, %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 이 되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  5. 제 2 항에 있어서, 상기 강의 어떤 점에서, 국부적인 탄소 함량 (CL) 및 국부적인 망간 함량 (MnL) 은, 중량% 로, %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 이 되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 공칭 실리콘 함량은 0% 초과 0.6 % 이하인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  7. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 공칭 질소 함량은 0% 초과 0.050 % 이하인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  8. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 공칭 알루미늄 함량은 0% 초과 0.030 % 이하인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  9. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강의 공칭 인 함량은 0% 초과 0.040 % 이하인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판.
  10. 강도가 1,200 MPa 보다 크고, 강이 제련되는 공정에서 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 가 65,000 MPa% 보다 크며, 공칭 조성물이, 중량% 로,
    0.85 % ≤ C ≤ 1.05 %;
    16% ≤ Mn ≤ 19 %;
    0 % < Si ≤ 2 %;
    0 % < Al ≤ 0.050 %;
    0 % < S ≤ 0.030 %;
    0 % < P ≤ 0.050 %;
    0 % < N ≤ 0.1 %; 및
    선택적으로는,
    Cr ≤ 1 %;
    Mo ≤ 1.50 %;
    Ni ≤ 1 %;
    Cu ≤ 5 %;
    Ti ≤ 0.50 %;
    Nb ≤ 0.50 %;
    V ≤ 0.50 % 중 선택된 1 종 이상의 원소를 함유하고,
    잔여 조성물이 철 및 제련에 의한 불가피한 불순물로 구성되며,
    - 반제품은 이 강으로 주조되고;
    - 상기 강 조성물로 된 상기 반제품은 1,100 ℃ 와 1,300 ℃ 사이의 온도에서 가열되고;
    - 상기 반제품은 900 ℃ 이상의 압연 마무리 온도에서 압연되고;
    - 강의 재결정화된 표면 분율이 100 % 가 되도록 유지시간을 지키고 (필요한 경우);
    - 강판은 20 ℃/s 이상의 속도로 냉각되며;
    - 상기 강판은 400 ℃ 이하의 온도에서 권취되는 열간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
  11. 제 10 항에 있어서, 강도가 1,400 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 가 50,000 MPa% 보다 크며, 열간압연, 권취 이후에 냉각, 및 권출된 상기 강판은 13 % 이상 17 % 이하의 등가 변형비로 냉간 변형되는 것을 특징으로 하는 열간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
  12. 강도가 1,250 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 60,000 MPa% 보다 큰 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정에 있어서,
    - 제 10 항에 따른 공정에 의해 획득된 열간압연된 강판이 제공되며;
    - 각각의 사이클이, 상기 강판을 1 이상의 연속적인 통과로 냉간압연하는 단계, 및 재결정화 어닐링 처리를 실행하는 단계를 포함하는 1 이상의 사이클이 실행되며; 그리고
    - 재결정화 어닐링 처리가 후속하여 오는 마지막 냉간압연 사이클 전의 평균 오스테나이트계 입도가 15 미크론 미만인 것을 특징으로 하는 냉간압연 및 어닐링처리된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
  13. 제 12 항에 있어서, 강도가 1,400 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 50,000 MPa% 보다 크며, 마지막 재결정화 어닐링 처리 이후에, 강판은 6 % 이상 17 % 이하의 등가 변형비로 냉간 변형되는 것을 특징으로 하는 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
  14. 강도가 1,400 MPa 보다 크고, 곱 (P = 강도 (MPa) × 파단 연신율 (%)) 이 50,000 MPa% 보다 큰 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정에 있어서, 제 2 항, 제 3 항 및 제 5 항 중 어느 한 항에 따른 냉간압연 및 어닐링처리된 강판이 제공되고, 상기 강판은 6 % 이상 17% 이하의 등가 변형비로 냉간 변형되는 것을 특징으로 하는 냉간압연된 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
  15. 제 10 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 반제품이 주조되거나 재가열되는 조건은, 상기 강판의 어떤 점에서, 중량% 로 표시되는, 국부적인 탄소 함량 (CL) 및 국부적인 망간 함량 (MnL) 이 %MnL + 9.7 %CL ≥ 21.66 이 되도록 선택되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
  16. 제 10 항 내지 제 13 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 반제품은 슬랩 형태로 주조되거나, 반대로 회전하는 강 롤 사이의 얇은 스트립으로 주조되는 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 철/탄소/망간 강판을 제조하는 공정.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013100614A1 (ko) * 2011-12-27 2013-07-04 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법

Families Citing this family (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100742823B1 (ko) * 2005-12-26 2007-07-25 주식회사 포스코 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법
EP1878811A1 (en) * 2006-07-11 2008-01-16 ARCELOR France Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced
US20100253006A1 (en) * 2007-11-30 2010-10-07 Nippon Piston Ring Co., Ltd Steel products for piston rings and piston rings
DE102008005605A1 (de) * 2008-01-22 2009-07-23 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Beschichten eines 6 - 30 Gew. % Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht
JP5338257B2 (ja) * 2008-10-30 2013-11-13 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法
DE102008056844A1 (de) * 2008-11-12 2010-06-02 Voestalpine Stahl Gmbh Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben
KR101090822B1 (ko) * 2009-04-14 2011-12-08 기아자동차주식회사 고강도 트윕 강판 및 그 제조방법
EP2431492B1 (en) * 2009-04-28 2015-09-30 Hyundai Steel Company High manganese nitrogen-containing steel sheet having high strength and high ductility, and method for manufacturing same
US8182963B2 (en) * 2009-07-10 2012-05-22 GM Global Technology Operations LLC Low-cost manganese-stabilized austenitic stainless steel alloys, bipolar plates comprising the alloys, and fuel cell systems comprising the bipolar plates
DE102009053260B4 (de) * 2009-11-05 2011-09-01 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Beschichten von Stahlbändern und beschichtetes Stahlband
WO2012052626A1 (fr) 2010-10-21 2012-04-26 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile
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.
DE102011000089A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
EP2799581B1 (en) * 2011-12-28 2019-11-27 Posco Wear resistant austenitic steel having superior machinability and toughness in weld heat affected zones thereof and method for producing same
CN104204262B (zh) * 2011-12-28 2018-02-02 Posco公司 具有优异的机械加工性及延展性的耐磨奥氏体钢及其生产方法
KR101449111B1 (ko) * 2012-08-09 2014-10-08 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법
US10041156B2 (en) * 2012-12-26 2018-08-07 Posco High strength austenitic-based steel with remarkable toughness of welding heat-affected zone and preparation method therefor
JP6055343B2 (ja) * 2013-03-13 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法
US20140261918A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Exxonmobil Research And Engineering Company Enhanced wear resistant steel and methods of making the same
JP6154768B2 (ja) * 2013-03-21 2017-06-28 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼
JP6185865B2 (ja) * 2013-03-21 2017-08-23 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法
CN103484777B (zh) * 2013-08-29 2015-06-03 日月重工股份有限公司 奥氏体锰钢及其制备方法
KR101543916B1 (ko) * 2013-12-25 2015-08-11 주식회사 포스코 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법
KR101889187B1 (ko) * 2015-12-23 2018-08-16 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
KR101747034B1 (ko) * 2016-04-28 2017-06-14 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
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
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
WO2017203313A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
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
MA45114A (fr) * 2016-05-24 2019-04-10 Arcelormittal Procédé de fabrication d'une tôle d'acier twip ayant une matrice austénitique
KR101940874B1 (ko) 2016-12-22 2019-01-21 주식회사 포스코 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법
KR101917473B1 (ko) 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
KR101920973B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-21 주식회사 포스코 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
WO2018220412A1 (fr) * 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
KR102020381B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102020386B1 (ko) * 2017-12-24 2019-09-10 주식회사 포스코 고 강도 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법
CN109487047B (zh) * 2018-12-21 2020-08-11 昆明理工大学 一种提高合金化高锰钢铸件性能的方法
CN112342352B (zh) * 2020-10-22 2022-07-01 西安工程大学 一种耐腐蚀的高锰奥氏体钢板及其制备方法
WO2023233186A1 (en) * 2022-06-02 2023-12-07 Arcelormittal High manganese hot rolled steel and a method of production thereof
CN117551937B (zh) * 2023-11-17 2024-07-19 齐鲁工业大学(山东省科学院) 一种高强塑积Fe-Mn-Al-Nb系中锰钢及其制备方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2378994A (en) * 1942-07-22 1945-06-26 Electro Metallurg Co Cold rolled manganese steels
FR2068283A6 (en) * 1970-09-30 1971-08-20 Abex Corp Austenitic manganese steel for welding steel joints
JPS58126956A (ja) * 1982-01-22 1983-07-28 Nippon Steel Corp プレス加工性の優れた高強度薄鋼板
JPS6058781B2 (ja) * 1982-02-12 1985-12-21 株式会社クボタ 連続鋳造電磁撓拌ロ−ル用非磁性合金
JP2533935B2 (ja) * 1989-06-10 1996-09-11 株式会社神戸製鋼所 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法
JPH0717949B2 (ja) * 1990-10-05 1995-03-01 株式会社神戸製鋼所 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法
JPH04247851A (ja) * 1991-01-22 1992-09-03 Kobe Steel Ltd 高Ｍｎオーステナイト鋼
JPH04259325A (ja) * 1991-02-13 1992-09-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
CA2100656C (en) * 1991-12-30 2000-02-22 Tai Woung Kim Austenitic high manganese steel having superior formability, strengths and weldability, and manufacturing process therefor
JP4247851B2 (ja) 1999-01-12 2009-04-02 石川島運搬機械株式会社 クライミングクレーンの使用方法
JP4143218B2 (ja) 1999-04-23 2008-09-03 株式会社日本触媒 薄膜式蒸発装置における重合防止方法および薄膜式蒸発装置
FR2796083B1 (fr) * 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
DE10060948C2 (de) * 2000-12-06 2003-07-31 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes aus einem einen hohen Mangan-Gehalt aufweisenden Stahl
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
KR100742823B1 (ko) * 2005-12-26 2007-07-25 주식회사 포스코 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법
KR100851158B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013100614A1 (ko) * 2011-12-27 2013-07-04 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
US10655196B2 (en) 2011-12-27 2020-05-19 Posco Austenitic steel having excellent machinability and ultra-low temperature toughness in weld heat-affected zone, and method of manufacturing the same

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