KR20150110723A - 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강 및 그의 제조방법 - Google Patents

780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 미세조직이 미세한 등축상 페라이트 기지 및 페라이트 기지에 균일하게 분포된 섬형상 마르텐사이트이며, 그의 화학원소의 중량 백분율 함량은 C: 0.06 내지 0.1%； Si≤0.28%； Mn:1.8 내지 2.3%； Cr: 0.1 내지 0.4%； Mo: Cr≥0.3%일 경우에는 첨가하지 않으며；Cr＜0.3%일 경우에는 Mo=0.3-Cr； Al: 0.015 내지 0.05%이며；Nb, Ti원소 중 적어도 하나를 Nb+Ti 합계량으로 0.02 내지 0.05%；잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물인 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강을 제공하며, 또한 상기 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법을 제공한다. 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강은 높은 강도, 우수한 연신율, 우수한 파커라이징 특성을 구비하며, 기계적 성질의 비등방성이 비교적 작다.

Description

780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강 및 그의 제조방법 {780 MPA CLASS COLD ROLLED DUAL-PHASE STRIP STEEL AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 2상 강 및 그의 제조방법에 관한 것이며, 특히 철계 2상 강(iron-based duel-phase steel) 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 공업에 있어서, 중량 감소와 안전성 요구에 따라, 시장에서는 두께가 더 얇고 강도가 더 높은 강판에 대한 요구가 늘어나고 있다. 그 중에, 인장 강도가 780 MPa인 2상 스트립 강은 강도 및 성형성을 겸비하고 있어, 비교적 좋은 장래 전망을 가지고 있다. 780 MPa의 2상 스트립 강은, 미래에 시장에서의 590 MPa의 냉간 압연 2상 강을 대체하고, 가장 널리 사용되는 2상 강이 될 것으로 기대된다. 2상 강은 상변태를 통한 강화에 의해서 제조되며, 일정한 담금질성을 담보하기 위해서는, 강 중에 반드시 일정한 탄소 및 합금 원소를 첨가하여, 2상 강의 냉각 과정에서 과냉된 오스테나이트(austenite)가 마르텐사이트(martensite)로 전환하는 것을 담보해야 한다. 그러나, 너무 높은 탄소 원소 함량과 합금 원소 함량은 강판의 용접성에 불리하며, 또한 합금 원소가 주조 과정에서 편석을 일으키는 경향이 있어서, 냉간 압연 스트립 강에 선상 조직(banded structure)이 형성된다. 결과적으로, 냉간 압연 2상 강은 상이한 방향에서 비교적 큰 차이가 있어, 실제 사용 과정에서 일련의 문제를 일으킨다.
강의 탄소 당량은 주로 강중의 탄소 함량, 합금 원소 함량 및 불순물 원소의 함량에 의해 결정된다. 탄소 당량은 여러 가지 다른 표현방식을 사용하여 나타낼 수 있으며, 자동차용 강에 있어서 일반적으로 Pcm값으로 나타낸다. 즉, Pcm=C+Si/30+Mn/20+2P+4S. 일반적으로, Pcm값은 강판의 용접 냉각 후의 취성의 경향을 나타내는 데에 사용될 수 있다. Pcm값이 0.24보다 높을 경우에는, 용접 스폿이 경계면에서 균열을 발생시키는 경향이 있고, Pcm값이 0.24보다 낮을 경우에는 안전하다.
강은 본질적으로 일종의 비등방성 재료이다. 스트립 강을 제조하기 위해 연속 공정이 이용되므로, 강재 조직에는 일정한 정도의 방향성 분포가 존재한다. 달리 말하면, 압연 방향에 따라 연신된 띠 형상의 분포를 나타낸다. 고강도 강에 있어서, 합금 원소가 비교적 많아, 편석이 아주 쉽게 발생하며, 또한 치환형 합금 원소의 편석은 제거하기 어려워, 열간 압연 및 냉간 압연 과정에서 변형되어 늘어나게 되며, 최종적으로 선상 조직을 형성하게 된다. 일반적으로, 선상 조직에는 고 함량의 합금 원소와 탄소가 포함되며, 2상 강은 담금질 후에 띠 형상 분포를 나타내는 단단하고 취성이 있는 마르텐사이트를 형성하며, 강재 성능에 대한 위해성이 비교적 크다. 따라서, 고강도 2상 강 스트립 강에 있어서, 선상 조직을 감소시켜 균일하게 분포된 조직을 얻는 것이 우수한 성능을 얻는 관건이다.
공개번호가 CN102212745A이고, 공개일이 2011년 10월 12일이며, 발명의 명칭이 "일종 고가소성 780 MPa급 냉간 압연 2상 강 및 그의 제조방법"인 중국 특허문헌에는 고가소성 780 MPa 냉간 압연 2상 강의 제조방법이 공개되어 있으며, 그의 화학적 성분은 0.06 내지 0.08% C, 1.0 내지 1.3% Si, 2.1 내지 2.3% Mn, 0.02 내지 0.07% Al, S≤0.01%, N≤0.005%, P≤0.01%이며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이다. 열간 압연의 압연 마감 온도는 890℃이며, 권취 온도는 670℃이며, 냉간 압연 압하율은 50 내지 70%이며, 통상적인 가스 분사 냉각을 통해 연속 어닐링을 진행하였다.
공개번호가 US20040238082A1이며, 공개일이 2004년 12월 2일이며, 발명의 명칭이 "고강도 냉간 압연 강판 및 그의 제조방법"인 미국 특허문헌에서는 구멍 확장성(hole-expanding property)이 뛰어난 고강도 강의 제조방법을 소개하였다. 그의 화학적 성분은 0.04 내지 0.1% C, 0.5 내지 1.5% Si, 1.8 내지 3% Mn, P≤0.020%, S≤0.01%, 0.01 내지 0.1% Al, N≤0.005%이며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이다. 상기 강판은 Ar3 내지 870℃ 사이에서 열간 압연하며, 620℃ 이하에서 권취하며, 750 내지 870℃에서 어닐링하며, 550 내지 750℃에서 급냉을 시작하며, 급냉 속도는 ≥ 100℃/초이며, 급냉 마감 온도는 300℃보다 낮으며, 최종적으로 인장 강도가 780 MPa 이상이고, 구멍 확장율이 적어도 60%인 냉간 압연 고강도 강을 얻었다. 상기 강판의 성분조성 설계는 비교적 높은 Mn 함량 및 비교적 많은 Si 함량을 취하였다.
공개번호가 JP 특개2007-138262이며, 공개일이 2007년 6월 7일이며, 발명의 명칭이 "기계성능 변화가 작은 고강도 냉간 압연 강판 및 그의 제조방법"인 일본 특허문헌에는 고강도 냉간 압연 강판이 공개되었다. 그의 화학적 성분은 0.06 내지 0.15% C, 0.5 내지 1.5% Si, 1.5 내지 3.0% Mn, 0.5 내지 1.5% Al, S≤0.01%, P≤0.05%이며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이다. 제조공정은 하기와 같다. 즉 Ac1 내지 Ac3에서 10초 유지하며, 20℃/초의 냉각 속도로 500 내지 750℃로 냉각시키며, 100℃/초 이상의 냉각 속도로 100℃이하로 냉각시켜, 780 MPa이며 구멍 확장율≥60인 고강도 강판을 얻을 수 있다.
상기 특허문헌에는 강의 선상 조직에 대한 제어에 관한 기재가 없으며, 비등방성 개선을 위한 상응한 해결방법을 제시하고 있지 않다. 따라서, 상기 특허문헌들은 2상 강의 비등방성 기계적 성질의 개선에 관한 것이 아니다.
본 발명의 목적은 780 MPa급 냉간 압연 2상 강 및 그의 제조방법을 제공하는 데 있다. 상기 냉간 압연 2상 스트립 강은 저 탄소 당량 설계를 통해, 균질한 미세조직, 뛰어난 파커라이징 특성(phosphating property)을 가지고 있으며, 기계적 성질의 비등방성이 비교적 작은 2상 스트립 강을 얻을 수 있고, 자동차 공업분야에서 두께가 더 얇으나 강도가 더 높은 강 재료에 대한 2중 요구를 만족시킬 수 있다.
본 발명의 목적을 달성하기 위해, 본 발명에서는 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강을 제공하며, 그의 미세조직은 미세한 등축상 페라이트 기지(equiaxed ferrite matrix) 및 페라이트 기지에 균일하게 분포된 섬형상 마르텐사이트(martensite islands)이며, 그의 화학 원소의 중량 백분율 함량은 하기와 같다.
C 0.06 내지 0.1%;
Si ≤0.28%;
Mn 1.8 내지 2.3%;
Cr 0.1 내지 0.4%;
Mo Cr≥0.3%일 경우에는 첨가하지 않고; Cr＜0.3%일 경우에는 Mo=0.3-Cr;
Al 0.015 내지 0.05%;
Nb, Ti 중의 적어도 하나를, Nb+Ti 합계량으로 0.02 내지 0.05%;
잔부는 Fe 및 불가피한 불순물이다.
본 발명의 상기 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강에 있어서 각 화학원소의 설계 원리는 하기와 같다.
C：C는 마르텐사이트의 강도를 제고시킬 수 있으며, 마르텐사이트의 함량에 영향을 준다. 강도에 대한 영향이 매우 크나, 탄소의 함량의 제고는 스트립 강의 용접성에 불리하다. 탄소의 함량이 0.06%보다 낮을 경우 강도가 부족하며, 탄소의 함량이 0.1%보다 높을 경우 용접성이 떨어진다. 따라서, 본 발명의 기술방안에 있어서, 탄소 함량을 0.06 내지 0.1 중량%로 선택한다.
Si：Si는 2상 강에 있어서 고용체강화 작용을 한다. Si는 탄소 원소의 활성도를 제고시킬 수 있으며, 탄소가 Mn 리치 영역에 집중되는 것을 촉진시켜 띠 형상 영역의 탄소 함량을 증가시킬 수 있다. 그러나, Si는 스트립 강의 파커라이징 특성에 불리하여, Si 함량의 상한치를 제어해야 한다. 본 발명의 기술방안에서는 Si≤0.28 중량%로 요구한다.
Mn：Mn는 강의 경화성을 제고시키고 효과적으로 강의 강도를 제고시킬 수 있으나, Mn은 스트립 강의 용접성에 불리하다. Mn은 강중에서 편석이 일어나, 열간 압연 과정에서 쉽게 띠 형상 분포의 Mn 리치 영역을 형성하여, 선상 조직을 형성하며, 2상 강 조직의 균질성에 불리하다. Mn이 1.8%보다 낮을 경우, 스트립 강의 담금질성이 부족하며, 강도가 불충분하다. Mn이 2.3%보다 높을 경우, 스트립 강중의 선상 조직이 더 심해지며, 탄소 당량이 높아진다. 따라서, Mn 함량을 1.8 내지 2.3 중량%로 설정한다.
Cr：Cr은 스트립 강의 담금질성을 제고시킬 수 있는 동시에 Cr을 첨가하면 Mn의 작용을 보강할 수 있다. Cr이 0.1%보다 낮을 경우, 작용이 뚜렷하지 않으며, Cr이 0.4%보다 높을 경우, 강도가 높아지고 가소성이 낮아질 수 있다. 따라서, 본 발명의 기술방안에 있어서, Cr 함량을 0.1 내지 0.4 중량%로 제어한다.
Mo：Mo는 강의 담금질성을 제고시키며, 스트립 강의 강도를 효과적으로 제고시킨다. Mo는 탄화물의 분포에 대해 개선 작용을 일으킨다. Mo와 Cr은 동시에 스트립 강의 담금질성에 대해 보조적 작용을 하기에, 본 기술방안에 있어서, Mo의 첨가량은 Cr의 함량과 관련된다. Cr의 함량이 0.3 중량%보다 낮을 경우, Mo의 첨가량은 （0.3-Cr）을 만족시키며, Cr의 함량이 0.3 중량%보다 높을 경우, Mo를 첨가할 필요가 없다.
Al：Al은 강중에서 탈산 작용과 결정립 미세화 작용을 일으킨다. 본 발명의 기술방안에 있어서, Al：0.015 내지 0.05 중량%일 것을 요구한다.
Nb, Ti：Nb 및 Ti는 석출강화원소이며, 결정립 미세화작용을 일으키며, 단독적으로 또는 복합적으로 첨가할 수 있으나, 총 첨가량을 0.02 내지 0.05 중량%로 제어한다.
또한, 본 발명의 780 MPa급 냉간 압연 2상 강은 하기 화학원소를 제한한다. 그중 C는 0.07 내지 0.09 중량%이며, Mn은 1.9 내지 2.2 중량%이며, Al은 0.02 내지 0.04 중량%이다.
성분조성 설계에 있어서, 본 발명의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강은 비교적 낮은 탄소 함량, 비교적 낮은 합금 원소 총 첨가량, 및 여러 가지 합금 원소의 복합적 첨가 방식을 취하고 있다. 본 기술방안에 있어서, 비교적 낮은 탄소 함량을 선택하여, 탄소의 강 중에서의 부화(enrichment) 정도를 감소시킬 수 있으며, 선상 조직 형성 추세를 감소시킨다. 2상 강 중의 합금 원소 Mn의 함량을 감소시키는 것을 선택하면, 스트립 강에 선상 조직이 형성되는 확률을 효과적으로 감소시킬 수 있으며, 파커라이징 특성에 대한 불리한 영향을 감소시킬 수 있다. Si의 첨가를 엄격히 제한하여, Si가 C원자의 활성도를 변경시켜 일어나는 C원자의 편석을 감소시키며, 일정한 양의 Cr, Mo 등 기타 합금 원소를 첨가하면, Mn의 함량이 적어서 일어나는 담금질성 저하를 보완할 수 있다. 이러한 성분조성 설계를 통해, 강 중의 탄소 당량 Pcm을 0.24 미만으로 효과적으로 제어하여, 용접 십자형 인장 파스너 모양 균열을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 스트립 강의 강도를 780 MPa 이상으로 담보할 수 있다. 상기 상 스트립 강의 미세조직은 미세한 등축상 페라이트 기지 및 페라이트 기지에 균일하게 분포된 섬형상 마르텐사이트이며, 그 안에 나타나는 선상 조직이 경미하며, 스트립 강의 기계적 성질의 비등방성이 작고, 우수한 냉간 굽힘 특성 및 구멍 확장성을 가지고 있다.
상응하게, 본 발명에서는 상기 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법을 제공하며, 하기 단계를 포함한다.
1) 제련;
2) 주조: 2차 수냉공정을 취하며, 분수량은 강빌릿 1kg당 물 0.7L이상이다;
3) 열간 압연: 압연 마감 온도를 820 내지 900℃로 제어하며, 압연 후 급냉시킨다;
4) 권취: 권취 온도를 450 내지 650℃로 제어한다;
5) 냉간 압연;
6) 연속 어닐링: 800 내지 860℃에서 유지하며, 5℃/초 이상의 냉각 속도로 640 내지 700℃로 냉각시키며, 다시 40 내지 100℃/초의 속도로 220 내지 280℃로 냉각시키며, 220 내지 280℃에서 100 내지 300초 템퍼링(tempering)한다.
또한, 상기 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법에 있어서, 단계 7) 조질 압연(temper rolling)을 더 포함한다.
또한, 상기 단계 5)에 있어서, 냉간 압연 압하율은 40 내지 60%이다.
또한, 상기 단계 7)에 있어서, 조질 압연 연신율(temper rolling elongation)은 0.1 내지 0.4%이다.
제조 공정에 있어서, 연속 주조 단계에서, 2차 수냉공정을 취하여, 비교적 빠른 냉각 속도와 비교적 많은 냉각수 분수량으로 빠르고 균일하게 강빌릿을 냉각시켜 연속주조 빌릿 조직을 미세화시킬 수 있으며, 이로써 미세한 탄화물을 과립상으로 페라이트 기지에 분산시켜 분포시킨다. 열간 압연 단계에 있어서, 비교적 낮은 압연 마감 온도를 취하며, 권취 단계에 있어서, 비교적 낮은 권취 온도를 취하여, 결정립을 미세화시킬 수 있는 동시에 선상 조직 분포의 연속성을 낮출 수 있다. 연속 어닐링 단계에 있어서, 비교적 높은 어닐링 유지 온도를 취하여, 강중의 선상 조직의 형성을 억제할 수 있으며, 균일하게 가열시킨 후 급냉시키는 것은 탄소의 편석과 선상 조직의 형성을 감소시키는 데에 유리하다. 상기 공정 단계를 거친 후, 본 발명의 상기 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 미세조직은 미세한 등축상 페라이트 기지 및 페라이트 기지에 균일하게 분포된 섬형상 마르텐사이트의 상태를 나타내며, 기계적 성질의 비등방성이 작고, 조직이 균일하다.
종래 기술과 비교해 보면, 본 발명의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강에 있어서, 마르텐사이트의 분포가 균일하고, 선상 조직이 경미하며, 표면의 파커라이징 피막이 미세하고 치밀하며, 우수한 용접성, 뛰어난 기계적 성질의 균일성, 뛰어난 파커라이징 특성을 가지고 있으며, 가로 및 세로방향의 특성 차이가 작다. 이것은 2상 강의 스탬핑 가공에 유리하며, 고강도 2상 강의 강도 및 성형성의 요구를 만족시킬 수 있으며, 자동차제조 등의 분야에서 광범위하게 사용할 수 있다.
본 발명의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법에 따라, 어떠한 공정의 난이도도 증가하지 않은 상황하에서, 적절한 성분조성 설계 및 개량된 제조공정을 통해 미세조직이 균일하고, 우수한 냉간 굽힘 특성 및 구멍 확장성을 가지며, 기계적 성질의 비등방성이 작은 고강도 냉간 압연 2상 스트립 강을 얻을 수 있다.
도 1은 실시예 3의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 주조 상태에서의 미세조직을 나타낸다.
도 2는 실시예 3의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 미세조직을 나타낸다.
구체적인 실시예와 첨부 도면을 참조하여, 본 발명의 기술방안을 상세하게 설명하고자 한다.
하기 단계에 따라 본 발명의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강을 제조하였다.
1) 제련: 표 1에 표시한 바와 같이 각 화학원소의 배합비를 제어하였다.
2) 주조: 2차 수냉공정을 취하며, 분수량은 강빌릿 1kg당 물 0.7L 이상이다.
3) 열간 압연: 압연 마감 온도를 820 내지 900℃로 제어하며, 압연 후 급냉시킨다.
4) 권취: 권취 온도를 450 내지 650℃로 제어한다.
5) 냉간 압연: 냉간 압연 압하율은 40 내지 60%이다.
6) 연속 어닐링: 800 내지 860℃에서 유지하며, 5℃/초 이상의 냉각 속도로 640 내지 700℃로 냉각시키며, 다시 40 내지 100℃/초의 냉각 속도로 220 내지 280℃로 냉각시키며, 220 내지 280℃에서 100 내지 300초 템퍼링한다.
7) 조질 압연: 조질 압연 연신율은 0.1 내지 0.4%이다(실시예 1에서는 이 단계를 실시하지 않았다).
Figure pct00001
표 2는 각 실시예의 구체적 공정 파라미터를 나타낸다. 그 중, 실시예 2-1과 실시예 2-2은 모두 표 1에 표시된 실시예 2의 성분 배합비를 취하며, 실시예 5-1 및 실시예 5-2는 모두 표 1에 표시된 실시예 5의 성분 배합비를 취한다.
Figure pct00002
표 3은 본 기술방안에 따른 각 실시예의 냉간 압연 2상 강의 특성을 나타낸다.
Figure pct00003
표 3에서 알 수 있듯이, 본 발명의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강은 높은 강도, 우수한 연신율을 구비하며, 기계적 성질의 비등방성이 작고, 590 MPa의 냉간 압연 2상 강을 대체하여 자동차 제조 분야에서 사용할 수 있다.
도 1은 실시예 3의 주조 상태의 미세조직이며, 도 2는 실시예 3의 미세조직이다. 도 1에서 알 수 있듯이, 냉간 압연 2상 강의 주조 상태의 조직은 페라이트 결정립상에 분산되어 분포된 시멘타이트(cementite)를 포함한다. 도 2에서 알 수 있듯이, 2상 스트립 강의 미세조직은 미세한 등축상 페라이트 기지 및 페라이트 기지에 균일하게 분포된 섬형상 마르텐사이트를 포함하며, 선상 조직은 경미하다.
당해 기술분야의 통상의 기술자는, 상기 실시예는 본 발명을 한정하기 위한 것이 아니고 본 발명을 단지 설명하기 위한 것이며, 본 발명의 실질적 기술사상의 범위 내에 속하면 상기 실시예에 대한 변화, 변형은 모두 본 발명의 특허청구의 범위 내에 있는 것으로 이해해야 한다.

Claims (6)

  1. 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강으로서,
    스트립 강은 미세조직이 미세한 등축상의 페라이트 기지 및 페라이트 기지에 균일하게 분포된 섬형상의 마르텐사이트이며,
    중량%로,
    C : 0.06 내지 0.1%;
    Si : 0.28% 이하;
    Mn : 1.8 내지 2.3%;
    Cr : 0.1 내지 0.4%;
    Mo : Cr≥0.3%일 경우에는 첨가하지 않으며, Cr＜0.3%일 경우에는 Mo=0.3-Cr의 조건으로 첨가;
    Al : 0.015 내지 0.05%;
    Nb, Ti 중의 1종 이상을 Nb+Ti의 합계량으로 0.02 내지 0.05%;
    잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강.
  2. 청구항 1에 있어서,
    C : 0.07 내지 0.09%, Mn : 1.9 내지 2.2%, Al : 0.02 내지 0.04%인 것을 특징으로 하는 7780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2의 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법으로서,
    1) 제련;
    2) 주조: 2차 수냉 공정을 취하며, 분수량은 강빌릿 1kg당 물 0.7L이상이며;
    3) 열간 압연: 압연 마감 온도를 820 내지 900℃로 제어하며, 압연 후 급냉시키고;
    4) 권취: 권취 온도를 450 내지 650℃로 제어하며;
    5) 냉간 압연;
    6) 연속 어닐링: 800 내지 860℃에서 유지하고, 5℃/초 이상의 냉각 속도로 640 내지 700℃로 냉각시키며, 다시 40 내지 100℃/초의 냉각 속도로 220 내지 280℃로 냉각시키며, 220 내지 280℃에서 100 내지 300초 템퍼링 하는, 단계들을 포함하는 것을 특징으로 하는 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서,
    7) 조질 압연하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    5) 냉간 압연 단계에서, 냉간 압연 압하율이 40 내지 60%인 것을 특징으로 하는 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법.
  6. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
    7) 조질 압연 단계에서, 조질 압연 연신율이 0.1 내지 0.4%인 것을 특징으로 하는 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강의 제조방법.
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103060703B (zh) 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法
CN104419878B (zh) * 2013-09-05 2017-03-29 鞍钢股份有限公司 具有耐候性的超高强度冷轧双相钢及其制造方法
CN103469112A (zh) * 2013-09-29 2013-12-25 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法
KR101561007B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
CN107614731B (zh) * 2015-05-29 2019-07-23 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法
CN105154769B (zh) * 2015-09-18 2017-06-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN105779874B (zh) * 2016-05-17 2017-12-15 武汉钢铁有限公司 Cr‑Nb系780MPa级热轧双相钢及其生产方法
CN107619993B (zh) * 2016-07-13 2019-12-17 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法
WO2018030400A1 (ja) * 2016-08-08 2018-02-15 新日鐵住金株式会社 鋼板
CN107190128A (zh) * 2017-06-06 2017-09-22 武汉钢铁有限公司 高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法
CN109207867A (zh) * 2017-06-29 2019-01-15 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧退火双相钢、钢板及其制造方法
CN107177783B (zh) * 2017-07-21 2018-09-14 东北大学 一种具有双峰铁素体晶粒分布的超细晶马氏体铁素体双相钢及其生产工艺
CN111218620B (zh) * 2018-11-23 2021-10-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
CN109536845B (zh) * 2019-02-01 2021-09-21 本钢板材股份有限公司 一种抗拉强度590MPa级车轮用热轧铁素体贝氏体双相钢钢带及其制备方法
CN109943777B (zh) * 2019-03-29 2021-04-13 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种磷化冷轧带钢及制造方法
CN110983197A (zh) * 2019-11-14 2020-04-10 邯郸钢铁集团有限责任公司 800MPa级高冷弯冷轧双相钢板及其制备方法
CN112760463B (zh) * 2020-12-25 2022-04-05 马鞍山钢铁股份有限公司 一种780MPa级微合金化双相钢的连续退火方法
CN114763595B (zh) * 2021-01-15 2023-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法
CN112958930A (zh) * 2021-02-06 2021-06-15 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种高碳当量带钢在连续退火的焊接方法
CN115181917B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 780MPa级别低碳低合金高成形性双相钢及快速热处理制造方法
CN113862580A (zh) * 2021-09-08 2021-12-31 唐山不锈钢有限责任公司 一种590MPa级冷轧双相钢用热轧钢带及其生产方法
CN115091125B (zh) * 2022-06-17 2023-10-03 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种780MPa级高扩孔冷轧双相钢及其酸轧工序的焊接方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5832218B2 (ja) 1978-08-22 1983-07-12 川崎製鉄株式会社 プレス性とくに形状凍結性の優れた高張力鋼板の製造方法
JPH05148579A (ja) 1991-11-26 1993-06-15 Nippon Steel Corp 高強度高靭性鋼板
JP3551064B2 (ja) 1999-02-24 2004-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板およびその製造方法
DE19936151A1 (de) 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
US20040238082A1 (en) 2002-06-14 2004-12-02 Jfe Steel Corporation High strength cold rolled steel plate and method for production thereof
US7559997B2 (en) 2002-06-25 2009-07-14 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same
JP3870868B2 (ja) 2002-07-23 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性、強度−延性バランスおよび歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法
FR2855184B1 (fr) * 2003-05-19 2006-05-19 Usinor Tole laminee a froid et aluminiee en acier dual phase a tres haute resistance pour ceinture anti-implosion de televiseur, et procede de fabrication de cette tole
JP3888333B2 (ja) 2003-06-13 2007-02-28 住友金属工業株式会社 高強度鋼材及びその製造方法
JP4492111B2 (ja) 2003-12-03 2010-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 形状の良好な超高強度鋼板の製造方法
JP2005213640A (ja) 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
JP4501716B2 (ja) 2004-02-19 2010-07-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4337604B2 (ja) 2004-03-31 2009-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
JP4640130B2 (ja) 2005-11-21 2011-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN100584983C (zh) * 2006-09-27 2010-01-27 宝山钢铁股份有限公司 冷轧高强度双相带钢及其制造工艺
US11155902B2 (en) * 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
PL2028282T3 (pl) * 2007-08-15 2012-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, płaski wyrób wytworzony ze stali dwufazowej i sposób wytwarzania płaskiego wyrobu
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
JP5223720B2 (ja) 2009-02-18 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 Ｂ含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法
KR100958019B1 (ko) * 2009-08-31 2010-05-17 현대하이스코 주식회사 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법
JP2011246774A (ja) 2010-05-27 2011-12-08 Honda Motor Co Ltd 高強度鋼板およびその製造方法
CN102212745A (zh) 2011-06-03 2011-10-12 首钢总公司 一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法
CN102828119A (zh) * 2011-06-14 2012-12-19 鞍钢股份有限公司 高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺
CN102605240A (zh) * 2011-12-09 2012-07-25 首钢总公司 一种具有高强度和高塑性的双相钢及其生产方法
CN103060703B (zh) 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法

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