WO2016108443A1 - 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법 - Google Patents

강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2016108443A1
WO2016108443A1 PCT/KR2015/013090 KR2015013090W WO2016108443A1 WO 2016108443 A1 WO2016108443 A1 WO 2016108443A1 KR 2015013090 W KR2015013090 W KR 2015013090W WO 2016108443 A1 WO2016108443 A1 WO 2016108443A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
strength steel
high strength
weight
Prior art date
Application number
PCT/KR2015/013090
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
이창훈
Original Assignee
한국기계연구원
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
Priority claimed from KR1020140193887A external-priority patent/KR101695261B1/ko
Priority claimed from KR1020140193886A external-priority patent/KR101695263B1/ko
Application filed by 한국기계연구원 filed Critical 한국기계연구원
Priority to CN201580072093.1A priority Critical patent/CN107109507B/zh
Publication of WO2016108443A1 publication Critical patent/WO2016108443A1/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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn

Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel sheet manufacturing technology, and more particularly, to a high strength steel sheet excellent in strength and ductility combination, and a method of manufacturing the same.
  • Transformed organic plastic (TRIP) steel is a steel in which metastable austenite structure remaining in steel sheet is transformed into martensite by plastic deformation applied from the outside, thereby improving the ductility and strength.
  • the elongation decreases as the strength increases, and the strength decreases when the elongation increases, but in the case of TRIP steel, both strength and elongation are good.
  • the process of metastable residual austenite formation necessary for metamorphic organic firing is as follows.
  • the steel plate is composed of ferrite and pearlite, and has an appropriate amount of Mn and Si at an appropriate temperature between Ac1 and Ac3 where ferrite and austenite coexist
  • the austenite stabilizing elements, especially carbon, in the austenite You are hired.
  • the incubation process for several minutes is carried out to form a cornerstone ferrite in austenite, and carbon diffuses from ferrite to austenite, thereby increasing the carbon concentration in the austenite.
  • the Ms point which is the start temperature of the martensite transformation of austenite
  • the plastic deformation at this time acts as a mechanical driving force, and the residual austenite is transformed into martensite and the necking is delayed due to an increase in the work hardening rate due to the martensite transformation.
  • Ductility increases with strength.
  • Background art related to the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in tensile strength, yield strength and elongation disclosed in the Republic of Korea Patent Publication No. 10-2011-0100868 (2011.09.15. Publication) and a method of manufacturing the same.
  • One object of the present invention is to provide a method for manufacturing a high strength steel sheet which can increase the film-type residual austenite fraction by using multistage constant temperature transformation in the bainite region.
  • a high strength steel sheet manufacturing method for achieving the above object comprises the steps of: heating the steel sheet capable of retaining austenite during austenitization; Primary cooling the austenitized steel sheet to T1 corresponding to the bainite region and subjecting the first incubation; And secondary cooling the first incubated steel sheet to the bainite region, but secondarily to T2, which is 50 ° C. or more lower than T1, and performing secondary incubation.
  • austenite in the form of a film and austenite in the form of blocks remain, and the austenite in the form of a block formed in the first constant temperature transformation in the second constant temperature transformation Further transformation to bainite may result in higher residual austenite fraction in the form of a film.
  • the austenitization may be carried out by a method of maintaining at least one minute at Ac3 ⁇ Ac3 + 200 °C.
  • each of the primary cooling and the secondary cooling may be performed at an average cooling rate of 20 ° C./sec or more.
  • the primary constant temperature transformation may be performed so that bainite transformation is 30 to 70% by area ratio.
  • the steel sheet includes a weight%, C: 0.2 ⁇ 0.5%, Si: 1.0 ⁇ 3.0%, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, it may be made of the remaining Fe and inevitable impurities.
  • the T1 is 400 °C or more
  • the first constant temperature transformation may be performed for 20 seconds to 100 seconds.
  • the secondary constant temperature transformation may be performed for at least 100 seconds.
  • the steel sheet may include, by weight, C: 0.2-0.5%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0-3.0%, Al: 0.5-2.0%, and may be made of remaining Fe and inevitable impurities.
  • the T1 is 400 °C or more
  • the first constant temperature transformation may be performed for 3 seconds to 25 seconds.
  • the secondary constant temperature transformation may be performed for 40 seconds or more.
  • the high-strength steel sheet for achieving the above another object has a microstructure including bainite and residual austenite, the area fraction of the retained austenite is 10% or more, the residual austenite is three times the width of the film It consists of a retained austenite of the shape and a block-shaped retained austenite less than three times the width, characterized in that the area of the film-shaped residual austenite is larger than the block-shaped residual austenite.
  • the area of the film retained austenite may be 60% or more of the total area of the retained austenite.
  • the high-strength steel sheet by weight percent, C: 0.2 ⁇ 0.5%, Si: 1.0 ⁇ 3.0%, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, may be made of the remaining Fe and inevitable impurities.
  • the high-strength steel sheet by weight C: 0.2 ⁇ 0.5%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, Al: 0.5 ⁇ 2.0%, it may be made of the remaining Fe and inevitable impurities.
  • the high-strength steel sheet manufacturing method by forming a large amount of film-shaped residual austenite through a two-stage constant temperature heat treatment process, it is possible to produce a high strength steel sheet excellent in strength and ductility.
  • FIG. 1 is a flow chart schematically showing a method of manufacturing a high strength steel sheet according to the present invention.
  • FIG. 3 is a view conceptually showing that bainite is additionally formed as a result of the secondary constant temperature transformation.
  • Figure 4 shows the thermo transformation diagram of steel grade 2.
  • Figure 6 shows the thermo transformation diagram of steel grade 6.
  • the high strength steel sheet according to the present invention has a microstructure comprising bainite and residual austenite.
  • Residual austenite has an area ratio of 10% or more.
  • residual austenite consists of film-shaped residual austenite and block-shaped residual austenite.
  • the length of the retained austenite in the form of a film when the length of the retained austenite in the form of a film is larger than the width, it means the length of the retained austenite in the form of three times or more, more specifically, the maximum length is three times or more the maximum width.
  • block-shaped residual austenite means residual austenite other than the film-shaped residual austenite, ie, the residual austenite of the form whose length is less than 3 times the width.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention is characterized in that the area of the film-shaped residual austenite is larger than the block-shaped residual austenite area.
  • the area of the film-containing residual austenite may be 60% or more of the total area of the retained austenite.
  • Characteristics of the microstructure of the high strength steel sheet according to the present invention can be achieved by a manufacturing method including a multistage constant temperature transformation in the bainite region to be described later.
  • the high strength steel sheet according to the present invention may be applied without limitation as long as the steel sheet having an alloy composition capable of containing residual austenite in the final microstructure, but more preferably, it is possible to stably secure the area ratio of the retained austenite by 10% or more.
  • a steel sheet having the following alloy composition can be presented.
  • the shape of the steel sheet before the heat treatment may be a hot rolled steel sheet or a cold rolled steel sheet, more preferably a cold rolled steel sheet.
  • the high strength steel sheet according to the first preferred embodiment of the present invention includes a weight%, C: 0.2-0.5%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 1.0-3.0%, and may be made of remaining Fe and inevitable impurities. .
  • the high-strength steel sheet according to the first embodiment in place of Fe, by weight%, P: 0.1% or less, S: 0.1% or less, Al: less than 0.5% and N: 0.02% or less of one or more can do.
  • the high strength steel sheet according to the above example in place of Fe, in weight%, Cr: 3.0% or less, Mo: 1.0% or less, B: 0.005% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.1% or less and Ca: 0.005% or less may further include one or more.
  • Carbon (C) is an element for forming a large amount of retained austenite in the steel sheet.
  • the carbon is preferably contained in 0.2 to 0.5% by weight of the total weight of the steel sheet. If the content of carbon is less than 0.2% by weight, it may be difficult to secure 10% or more of retained austenite in the final microstructure. In contrast, when the content of carbon exceeds 0.5% by weight, weldability may be lowered.
  • Silicon (Si) contributes to the carbon concentration in the residual austenite by inhibiting the formation of carbides, thereby increasing the thermal mechanical stability of austenite. It acts as a deoxidizer in the steel. Silicon also contributes to strength by stabilizing ferrite. Silicon also promotes austenite-ferrite transformation to increase the ferrite fraction.
  • the silicon is preferably included in 1.0 to 3.0% by weight of the total weight of the steel sheet. If the content of silicon exceeds 1.0% by weight, the effect of addition thereof is insufficient. In contrast, when the content of silicon exceeds 3.0% by weight, weldability and plating property may be lowered.
  • Manganese (Mn) contributes to austenite stabilization and strength enhancement.
  • the manganese is preferably added at 1.0 to 3.0% by weight of the total weight of the steel sheet. When the addition amount of manganese is less than 1.0 weight%, the addition effect is inadequate. On the contrary, when the amount of manganese exceeds 3.0% by weight, oxide scale problems and plating properties may occur.
  • the high strength steel sheet according to the present invention as an impurity or for the purpose of improving the strength, phosphorus (P), sulfur (S), nitrogen (N), aluminum (Al), chromium (Cr), molybdenum (Mo), boron (B), niobium (Nb), vanadium (V), titanium (Ti), calcium (Ca), and the like may be further included.
  • Phosphorus (P), sulfur (S), and nitrogen (N) contribute in part to strength, processability, grain refinement, etc., but when included in large amounts, it may cause toughness and crack generation, and Al may be added as a deoxidizer.
  • the content is limited to P: 0.1 wt% or less, S: 0.1 wt% or less, Al: less than 0.5%, and N: 0.02 wt% or less based on the total weight of the steel sheet.
  • elements such as chromium (Cr), molybdenum (Mo), boron (B), niobium (Nb), vanadium (V), titanium (Ti) and the like contribute to improving the strength of steel through work hardening, precipitation hardening, and the like.
  • Calcium (Ca) contributes to the cleansing of steel by spheroidizing inclusions.
  • High strength steel sheet according to a second preferred embodiment of the present invention by weight C: 0.2 ⁇ 0.5%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, Al: 0.5 ⁇ 2.0%.
  • the rest may consist of Fe and unavoidable impurities. Si does not need to be included.
  • the high-strength steel sheet according to the second embodiment may further include one or more of P: 0.1% or less, S: 0.1% or less, and N: 0.02% or less by weight, in place of Fe.
  • the high strength steel sheet according to the above example, in place of Fe, in weight%, Cr: 3.0% or less, Mo: 1.0% or less, B: 0.005% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.5% or less, Ti: 0.1% or less and Ca: 0.005% or less may further include one or more.
  • the high strength steel sheet according to the second embodiment does not contain silicon or is included in an amount of 1.0 wt% or less, and aluminum (Al) is contained in 0.5 to 2.0 wt%.
  • the silicon is preferably included in less than 1.0% by weight of the total weight of the steel sheet. This is to consider that the aluminum (Al) is included in the 0.5 to 2.0% by weight in the present embodiment, when the content of silicon in this embodiment exceeds 1.0% by weight, weldability and plating properties may be reduced.
  • Aluminum (Al) usually acts as a deoxidizer, but in the high strength steel sheet according to the second embodiment, aluminum serves to improve productivity by promoting austenite-bainite phase transformation.
  • the aluminum is preferably contained in 0.5 to 2.0% by weight of the total weight of the steel sheet. If the amount of aluminum added is less than 0.5% by weight, the effect of improving productivity may be insufficient. Conversely, when the addition amount of aluminum exceeds 2.0% by weight, the steel plate surface quality may be a problem.
  • silicon and aluminum are more preferably Si ⁇ Al and Si + Al ⁇ 2.5% by weight, in terms of surface quality and plating property.
  • phosphorus (P), sulfur (S), nitrogen (N), chromium (Cr), molybdenum (Mo), boron (B) as an impurity or for the purpose of improving the strength, etc. ), Niobium (Nb), vanadium (V), titanium (Ti), calcium (Ca), and the like may be further included.
  • Phosphorus (P), sulfur (S), and nitrogen (N) contribute in part to strength, processability, and grain refinement, but when included in large amounts, they may cause toughness and cracks.
  • S 0.1 wt% or less
  • N 0.02 wt% or less based on the total weight of the steel sheet.
  • elements such as chromium (Cr), molybdenum (Mo), boron (B), niobium (Nb), vanadium (V), titanium (Ti) and the like contribute to improving the strength of steel through work hardening, precipitation hardening, and the like.
  • Calcium (Ca) contributes to the cleansing of steel by spheroidizing inclusions. However, when these components are excessive, the combination of strength and elongation may be lowered or the effect may be saturated due to lowering of elongation.
  • Cr 3.0 wt% or less
  • Mo 1.0 wt% or less
  • B It was limited to 0.005% by weight or less
  • Nb 0.1% by weight or less
  • V 0.5% by weight or less
  • Ti 0.1% by weight or less
  • Ca 0.005% by weight or less.
  • the high strength steel sheet having the alloy composition according to the first embodiment or the second embodiment is combined with a manufacturing method described below, and the product of tensile strength of 1,000 MPa or more and tensile strength and elongation is 25,000 MPa ⁇ % or more, and in some examples, 30,000 MPa or more Can be represented. Furthermore, the high strength steel sheet according to the present invention may exhibit an elongation of 25% or more.
  • the high strength steel sheet according to the present invention has a microstructure including bainite and residual austenite.
  • the residual austenite has an area ratio of 10% or more.
  • residual austenite consists of film-shaped residual austenite and block-shaped residual austenite.
  • the length of the retained austenite in the form of a film when the length of the retained austenite in the form of a film is larger than the width, it means the length of the retained austenite in the form of three times or more, more specifically, the maximum length is three times or more of the maximum width.
  • block-shaped residual austenite means residual austenite other than the film-shaped residual austenite, ie, the residual austenite of the form whose length is less than 3 times the width.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention is characterized in that the area of the film-shaped residual austenite is larger than the block-shaped residual austenite area.
  • the area of the film-containing residual austenite may be 60% or more of the total area of the retained austenite.
  • Characteristics of the microstructure of the high strength steel sheet according to the present invention can be achieved by a manufacturing method including a multistage constant temperature transformation in the bainite region to be described later.
  • FIG. 1 is a flow chart schematically showing a method of manufacturing a high strength steel sheet according to the present invention.
  • a method of manufacturing a high strength steel sheet includes an austenitization step S110, a first constant temperature transformation step S120, and a second constant temperature transformation step S130.
  • the steel sheet is heated to austenitize. Through this, the microstructure can be full austenitized.
  • the steel sheet to be used may be applied without limitation as long as the steel sheet having an alloy composition capable of containing residual austenite in the final microstructure, but more preferably, the above-described agent capable of stably securing the area ratio of the retained austenite by 10% or more.
  • a steel sheet having an alloy composition according to the first embodiment or the second embodiment can be provided.
  • the shape of the steel sheet before the heat treatment may be a hot rolled steel sheet or a cold rolled steel sheet, more preferably a cold rolled steel sheet.
  • the austenitization can be carried out by a method maintained at Ac 3 to Ac 3 + 200 ° C. for at least 1 minute, for example 1 to 30 minutes.
  • the austenitization temperature is less than Ac3
  • a large amount of ferrite remains, and when the austenitization temperature exceeds Ac3 + 200 ° C, the grain size may be excessively increased.
  • austenitization is less than 1 minute, austenitization may be insufficient.
  • the austenitic steel sheet is first cooled to T1 corresponding to the bainite region, and the first constant temperature transformation is performed.
  • the bainite region means a temperature range of Bs or less of bainite transformation start temperature to Ms of martensite transformation start temperature.
  • the first constant temperature transformation may be performed at T1, but is not limited thereto, and may be performed at a temperature about 10 ° C. lower than T1 depending on the process equipment conditions. This concept can be similarly applied to the secondary constant temperature transformation described later.
  • bainite As a result of the first incubation in the bainite region, a part of austenite is transformed into bainite, more specifically, lath-shaped bainite, as shown in the example shown in FIG. 2. Austenitic remains in the form of a film between the bainites, but austenite remains in the form of a block in a portion where no bainite is formed.
  • the primary constant temperature transformation may be performed such that the bainite transformation is 30 to 70% by area ratio. This takes into account the formation of residual austenite in the form of a film between the bainite in the form of las and the formation of more than 10% of the retained austenite in the area ratio after the second induction.
  • the average cooling rate at the time of primary cooling may be applied to the average cooling rate of 20 °C / sec or more, more preferably 50 ⁇ 100 °C / sec to suppress the occurrence of phase transformation such as ferrite as possible.
  • the first constant temperature transformation steel sheet corresponds to the bainite region, but 20 ° C./sec or more, for example, 20 to 100 ° C./sec, to T2 lower than 50 ° C. or lower than T 1. Secondary cooling at speed and secondary incubation.
  • the final cooling may be performed by air cooling, water cooling, or the like, and the final cooling may be performed at room temperature.
  • the reason why the secondary constant temperature is 50 ° C or more lower than the primary constant temperature is the case where the temperature difference between the secondary constant temperature and the primary constant temperature is less than 50 °C as can be seen in the following examples This is because the strength is greatly reduced, and the combination of the strength elongation yields poor results.
  • the austenite phase transformation of the austenite to bainite in the first incubation, the austenite in the form of a film and the austenite in the form of blocks remain, in particular, the block formed in the first incubation in the second incubation As the form of austenite is further transformed into bainite, the residual austenite fraction in the form of a film is increased.
  • the first constant temperature transformation may be carried out for 20 to 100 seconds at 400 ⁇ 600 °C.
  • the secondary constant temperature transformation at Ms or more may be difficult when T1 is less than 400 ° C.
  • bainite may not be sufficiently formed when the first constant transformation time is less than 20 seconds, and after 100 seconds, it may be difficult to form residual austenite of 10% or more as the area ratio after the secondary constant transformation.
  • the secondary constant temperature transformation in order to form sufficient bainite at the time of the secondary constant temperature transformation, it is preferable to perform the secondary constant temperature transformation for 100 seconds or more.
  • the secondary constant temperature transformation is carried out at a temperature 50 °C lower than the primary constant temperature.
  • the second constant temperature transformation may be performed for 100 seconds or more, more preferably 100 to 150 seconds. Through secondary transformation of 100 seconds or more, the addition of lath-type bainite may further increase the fraction of austenite in film form.
  • the first constant temperature transformation may be performed for 3 to 25 seconds at 400 ⁇ 600 °C.
  • the austenite-bainite phase transformation is promoted, thereby reducing the phase transformation time to within 25 seconds. If the first constant transformation time is less than 3 seconds, bainite may not be sufficiently formed. On the contrary, when the first constant transformation time exceeds 25 seconds, it may be difficult to form residual austenite of 10% or more at an area ratio after the second constant transformation.
  • the secondary constant temperature transformation is required for about 100 seconds or more, while in the case of the alloy composition according to the second embodiment, the secondary constant temperature transformation is also reduced to 40 seconds or more through the addition of aluminum. I could make it.
  • Cold rolled steel specimens having the alloying components shown in Table 1 were austenitic at 900 ° C. for 10 minutes, and then cooled to the first constant temperature transformation temperature shown in Table 2 at an average cooling rate of 60 ° C./sec for 1 second for 30 seconds. After the secondary constant temperature transformation, and then cooled to the secondary constant transformation temperature shown in Table 2 at the average cooling rate of 25 °C / sec and the secondary constant transformation for 100 seconds, after 25 °C at an average cooling rate of 30 °C / sec Final cooling to prepare a steel sheet specimens 1-8.
  • the cold rolled steel specimens having the alloying components shown in Table 3 were austenitic at 900 ° C. for 10 minutes, and were first cooled to the first constant temperature transformation temperature shown in Table 4 at an average cooling rate of 60 ° C./sec. 1st constant temperature transformation at, and then cooled to the 2nd constant temperature transformation temperature shown in Table 2 at the average cooling rate of 25 °C / sec, the second constant temperature transformation for 60 seconds, and then at an average cooling rate of 30 °C / sec Steel plate specimens 9 to 10 were prepared by final cooling to 25 ° C.
  • the residual austenite fraction was calculated by SEM and TEM image analysis, and the maximum length was 3 times or more as the maximum width as residual austenite in the form of a film.
  • the tensile strength test and the elongation of the prepared steel plate specimens were measured.
  • the ⁇ fraction refers to the residual austenite fraction
  • the f- ⁇ fraction refers to the fraction of the retained austenite in the form of a film in the residual austenite.
  • the tensile strength of 1000 MPa or more and the tensile strength and elongation The product exhibited 25,000 MPa ⁇ % or more, and exhibited elongation 25% or more.
  • FIG. 4 shows a thermo transformation diagram of steel grade 2
  • FIG. 5 shows a thermo transformation diagram of steel grade 5
  • FIG. 6 shows a thermo transformation diagram of steel grade 6. 4 to 6, it can be seen that the transformation time is significantly reduced in the case of steel grade 5 and steel grade 6 in which Al is added by 0.5 wt% or more, compared to steel grade 2 without Al.

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)

Abstract

본 발명에 의하면, 냉각시 오스테나이트 잔류가 가능한 강판을 가열하여 오스테나이트화하는 단계와, 오스테나이트화된 강판을 베이나이트 영역에 해당하는 T1까지 1차 냉각하고, 1차 항온변태시키는 단계와, 1차 항온변태된 강판을 베이나이트 영역에 해당하되 상기 T1보다는 50℃ 이상 낮은 T2까지 2차 냉각하고, 2차 항온변태시키는 단계를 포함하여, 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판을 제조할 수 있다.

Description

강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법
본 발명은 고강도 강판 제조 기술에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 강도와 연성 조합이 우수한 고강도 강판, 그 제조 방법에 관한 것이다.
변태유기소성(TRIP)강은 강판 내에 잔류시킨 준안정한 오스테나이트 조직이 외부에서 가해지는 소성변형에 의하여 마르텐사이트로 변태되면서 강도와 함께 연성이 향상되는 효과를 얻을 수 있는 강이다.
일반적인 강판의 경우, 강도가 증가하면 연신율이 감소하고, 연신율이 증가하면 강도가 감소하나, TRIP강의 경우, 강도 및 연신율이 모두 양호한 특징이 있다.
변태유기소성에 반드시 필요한 준안정 잔류오스테나이트가 형성되는 과정은 다음과 같다. 기본조직이 페라이트와 펄라이트로 이루어지고 적정량의 Mn과 Si를 가지고 있는 강판을 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 Ac1 ~ Ac3 사이의 적정한 온도에서 유지하면 강판 내의 오스테나이트 안정화 원소, 특히 탄소는 오스테나이트 내에 대부분 고용이 된다. 이를 펄라이트 변태영역보다 온도가 낮은 베이나이트 변태 영역으로 급냉한 후 수분간 유지하는 항온변태처리를 하면 오스테나이트에서 초석 페라이트가 형성되면서 탄소가 페라이트로부터 오스테나이트로 확산이동되어 오스테나이트 내의 탄소농도는 증가하며, 이에 따라 오스테나이트의 마르텐사이트 변태개시 온도인 Ms 점은 상온 이하까지 낮아질 수 있어 상온에서도 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 않고 안정하게 잔류할 수 있다. 이러한 잔류 오스테나이트를 포함하고 있는 강판의 소성변형을 가하면, 이 때의 소성변형이 기계적 구동력으로 작용하여 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트로 변태되며 마르텐사이트변태에 따른 가공경화율의 증가로 네킹이 지연되어 강도와 함께 연성이 증가된다.
본 발명에 관련된 배경기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-2011-0100868호(2011.09.15. 공개)에 개시된 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법이 있다.
본 발명의 하나의 목적은 베이나이트 영역에서의 다단 항온변태를 이용하여 필름형 잔류 오스테나이트 분율을 증가시킬 수 있는 고강도 강판 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 필름형 잔류 오스테나이트 분율이 높으며, 그 결과 강도와 연성 조합이 우수한 고강도 강판을 제공하는 것이다.
상기 하나의 목적을 달성하기 위한 고강도 강판 제조 방법은 냉각시 오스테나이트 잔류가 가능한 강판을 가열하여 오스테나이트화하는 단계; 오스테나이트화된 강판을 베이나이트 영역에 해당하는 T1까지 1차 냉각하고, 1차 항온변태시키는 단계; 및 1차 항온변태된 강판을 베이나이트 영역에 해당하되 상기 T1보다는 50℃ 이상 낮은 T2까지 2차 냉각하고, 2차 항온변태시키는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 1차 항온변태에서 오스테나이트가 베이나이트로 상변태되면서, 필름 형태의 오스테나이트 및 블록 형태의 오스테나이트가 잔류하고, 상기 2차 항온변태에서 1차 항온변태에서 형성된 블록 형태의 오스테나이트가 베이나이트로 추가 변태되면서 필름 형태의 잔류 오스테나이트 분율이 높아질 수 있다.
또한, 상기 오스테나이트화는 Ac3 ~ Ac3 + 200℃에서 1분 이상 유지하는 방법으로 수행될 수 있다.
또한, 상기 1차 냉각 및 2차 냉각 각각은 20℃/sec 이상의 평균 냉각속도로 수행될 수 있다.
또한, 상기 1차 항온변태는 베이나이트 변태가 면적률로 30~70%되도록 수행할 수 있다.
이때, 상기 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.0%을 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다. 이 경우, 상기 T1은 400℃ 이상이고, 상기 1차 항온변태는 20초~100초동안 수행될 수 있다. 그리고, 상기 2차 항온변태는 100초 이상 수행될 수 있다.
또한, 상기 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.5~2.0%를 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다. 이 경우, 상기 T1은 400℃ 이상이고, 상기 1차 항온변태는 3초~25초동안 수행될 수 있다. 또한, 상기 2차 항온변태는 40초 이상 수행될 수 있다.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 고강도 강판은 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖되, 상기 잔류 오스테나이트의 면적분율이 10% 이상이고, 상기 잔류 오스테나이트는 길이가 폭의 3배 이상인 필름 형상의 잔류 오스테나이트와 길이가 폭의 3배 미만인 블록 형상의 잔류 오스테나이트로 이루어지되, 상기 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 블록 형상의 잔류 오스테나이트 면적보다 더 큰 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 잔류 오스테나이트 전체 면적의 60% 이상일 수 있다.
한편, 상기 고강도 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.0%을 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 고강도 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.5~2.0%를 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에 의하면 2단 항온 열처리 과정을 통하여 필름 형상의 잔류 오스테나이트를 다량 형성시킴으로써, 강도와 연성이 우수한 고강도 강판을 제조할 수 있다.
아울러, 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에 의하면, C, Si, Mn 이외에 Al을 0.5중량% 이상 추가 첨가함으로써 항온 열처리 시간을 단축할 수 있으며, 이를 통하여, 생산성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 2는 1차 항온변태 결과, 베이나이트가 형성된 것을 개념적으로 나타내는 도면이다.
도 3은 2차 항온변태 결과, 베이나이트가 추가 형성된 것을 개념적으로 나타내는 도면이다.
도 4는 강종 2의 항온변태 다이어그램을 나타낸 것이다.
도 5는 강종 5의 항온변태 다이어그램을 나타낸 것이다.
도 6은 강종 6의 항온변태 다이어그램을 나타낸 것이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법에 에 관하여 상세히 설명하기로 한다.
본 발명에 따른 고강도 강판은 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는다. 잔류 오스테나이트는 면적율이 10% 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트는 필름 형상의 잔류 오스테나이트와 블록 형상의 잔류 오스테나이트로 이루어진다.
본 발명에서 필름 형상의 잔류 오스테나이트는 폭보다 길이가 더 크다고 할 때, 길이가 폭의 3배 이상, 보다 구체적으로는 최대 길이가 최대 폭의 3배 이상인 형태의 잔류 오스테나이트를 의미한다. 또한, 블록 형상의 잔류 오스테나이트는 필름 형상의 잔류 오스테나이트 이외의 잔류 오스테나이트, 즉 길이가 폭의 3배 미만인 형태의 잔류 오스테나이트를 의미한다.
이때, 본 발명에 따른 고강도 강판은 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 블록 형상의 잔류 오스테나이트 면적보다 더 큰 것을 특징으로 한다.
보다 구체적으로는 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 잔류 오스테나이트 전체 면적의 60% 이상일 수 있다.
이러한 본 발명에 따른 고강도 강판의 미세조직 상의 특징은 후술하는 베이나이트 영역에서의 다단 항온변태를 포함하는 제조 방법에 의해 달성될 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 강판은 최종 미세조직에 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있는 합금조성을 갖는 강판이라면 제한없이 적용할 수 있으나, 보다 바람직하게는 잔류 오스테나이트의 면적율을 10% 이상 안정적으로 확보할 수 있는 하기 합금 조성을 갖는 강판을 제시할 수 있다. 또한 열처리 이전의 강판의 형태는 열연강판 또는 냉연강판일 수 있으며, 보다 바람직하게는 냉연강판이다.
본 발명의 바람직한 제1 실시예에 따른 고강도 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.0%을 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
또한, 제1 실시예에 따른 고강도 강판은 Fe를 대신하여, 중량%로, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하, Al : 0.5% 미만 및 N : 0.02% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 나아가, 상기 예에 따른 고강도 강판은 Fe를 대신하여, 중량%로, Cr : 3.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, B : 0.005% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.1% 이하 및 Ca : 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
탄소(C)는 잔류 오스테나이트를 다량으로 강판 내에 형성시키기 위한 원소이다. 상기 탄소는 강판 전체 중량의 0.2~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.2중량% 미만일 경우, 최종 미세조직에 10% 이상의 잔류 오스테나이트를 확보하기 어려울 수 있다. 반대로, 탄소의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우, 용접성이 저하될 수 있다.
실리콘(Si)은 탄화물 생성을 억제함으로써 잔류오스테나이트 내의 탄소농축에 기여하여 오스테나이트의 열적 기계적 안정성을 증가시키는데 기여한다. 상기 강 중 탈산제 역할을 한다. 또한 실리콘은 페라이트를 안정화시켜 강도에 기여한다. 또한 실리콘은 오스테나이트-페라이트 변태를 촉진하여 페라이트 분율을 증가시키는 역할을 한다. 본 실시예에서 상기 실리콘은 강판 전체 중량의 1.0~3.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우, 용접성 및 도금성이 저하될 수 있다.
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 및 강도 향상에 기여한다. 상기 망간은 강판 전체 중량의 1.0~3.0중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 첨가량이 1.0중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 첨가량이 3.0중량%를 초과하면 산화스케일 문제 및 도금성 문제 등이 발생할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 고강도 강판에는 불순물로서 혹은 강도 향상 등 목적을 위하여, 인(P), 황(S), 질소(N), 알루미늄(Al), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 보론(B), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 티타늄(Ti), 칼슘(Ca) 등이 더 포함될 수 있다. 인(P), 황(S), 질소(N)는 강도, 가공성, 결정립 미세화 등에 일부 기여하나, 다량 포함될 경우, 인성, 크랙 발생 등을 유발할 수 있고, Al의 경우 탈산제로서 첨가될 수 있는 바, 이들 원소가 포함될 경우, 그 함량을 강판 전체 중량에 대하여 P : 0.1중량% 이하, S : 0.1중량% 이하, Al : 0.5% 미만 및 N : 0.02중량% 이하로 제한하였다. 또한, 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 보론(B), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 티타늄(Ti) 등의 원소는 가공경화, 석출경화 등을 통하여 강의 강도 향상에 기여하고, 칼슘(Ca)은 개재물을 구상화하여 강의 청정화에 기여한다. 다만, 이들 성분들이 과다할 경우, 연신율 저하에 의하여 강도와 연신율 조합이 오히려 저하되거나 그 효과가 포화될 수 있으므로, 강판 전체 중량에 대하여 Cr : 3.0중량% 이하, Mo : 1.0중량% 이하, B : 0.005중량% 이하, Nb : 0.1중량% 이하, V : 0.5중량% 이하, Ti : 0.1중량% 이하 및 Ca : 0.005중량% 이하로 제한하였다.
본 발명의 바람직한 제2 실시예에 따른 고강도 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.5~2.0%를 포함한다. 나머지는 Fe와 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다. Si는 포함되지 않아도 된다.
또한, 제2 실시예에 따른 고강도 강판은 Fe를 대신하여, 중량%로, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하 및 N : 0.02% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 나아가, 상기 예에 따른 고강도 강판은 Fe를 대신하여, 중량%로, Cr : 3.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, B : 0.005% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.1% 이하 및 Ca : 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
제2 실시예에 따른 고강도 강판은 실리콘이 포함되지 않거나 1.0 중량% 이하로 포함되는 대신, 알루미늄(Al)이 0.5~2.0중량%로 포함된다.
제2 실시예에 따른 고강도 강판에서, 상기 실리콘은 강판 전체 중량의 1.0중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다. 이는 본 실시예의 경우, 알루미늄(Al)이 0.5~2.0중량%로 포함되는 점을 고려한 것으로, 본 실시예에서 실리콘의 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우, 용접성 및 도금성이 저하될 수 있다.
알루미늄(Al)은 통상 탈산제로서 작용하나, 제2 실시예에 따른 고강도 강판에서 알루미늄은 오스테나이트-베이나이트 상변태를 촉진함으로써 생산성을 향상시키는 역할을 한다. 상기 알루미늄은 강판 전체 중량의 0.5~2.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 첨가량이 0.5중량% 미만에서는 생산성 향상 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 알루미늄의 첨가량이 2.0중량%를 초과하는 경우, 강판 표면 품질이 문제시될 수 있다.
한편, 제2 실시예에 따른 고강도 강판에서 실리콘과 알루미늄은 Si≤Al, Si+Al≤2.5중량%인 것이 표면 품질 및 도금성 측면에서 보다 바람직하다.
제2 실시예에 따른 고강도 강판의 경우에도, 불순물로서 혹은 강도 향상 등 목적을 위하여, 인(P), 황(S), 질소(N), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 보론(B), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 티타늄(Ti), 칼슘(Ca) 등이 더 포함될 수 있다. 인(P), 황(S), 질소(N)는 강도, 가공성, 결정립 미세화 등에 일부 기여하나, 다량 포함될 경우, 인성, 크랙 발생 등을 유발할 수 있는 바, 이들 원소가 포함될 경우, 그 함량을 강판 전체 중량에 대하여 P : 0.1중량% 이하, S : 0.1중량% 이하 및 N : 0.02중량% 이하로 제한하였다. 또한, 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 보론(B), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 티타늄(Ti) 등의 원소는 가공경화, 석출경화 등을 통하여 강의 강도 향상에 기여하고, 칼슘(Ca)은 개재물을 구상화하여 강의 청정화에 기여한다. 다만, 이들 성분들이 과다할 경우, 연신율 저하에 의하여 강도와 연신율 조합이 오히려 저하되거나 그 효과가 포화될 수 있으므로, 강판 전체 중량에 대하여 Cr : 3.0중량% 이하, Mo : 1.0중량% 이하, B : 0.005중량% 이하, Nb : 0.1중량% 이하, V : 0.5중량% 이하, Ti : 0.1중량% 이하 및 Ca : 0.005중량% 이하로 제한하였다.
상기 제1 실시예 또는 제2 실시예에 따른 합금조성을 갖는 고강도 강판은 후술하는 제조 방법과 결부하여, 인장강도 1,000MPa 이상 및 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa·% 이상, 몇몇 예에서는 30,000MPa 이상을 나타낼 수 있다. 나아가, 본 발명에 따른 고강도 강판은 연신율 25% 이상을 나타낼 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 고강도 강판은 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는다. 이때, 잔류 오스테나이트는 면적율이 10% 이상이다. 또한, 잔류 오스테나이트는 필름 형상의 잔류 오스테나이트와 블록 형상의 잔류 오스테나이트로 이루어진다.
본 발명에서 필름 형상의 잔류 오스테나이트는 폭보다 길이가 더 크다고 할 때, 길이가 폭의 3배 이상, 보다 구체적으로는 최대 길이가 최대 폭의 3배 이상인 형태의 잔류 오스테나이트를 의미한다. 또한, 블록 형상의 잔류 오스테나이트는 필름 형상의 잔류 오스테나이트 이외의 잔류 오스테나이트, 즉 길이가 폭의 3배 미만인 형태의 잔류 오스테나이트를 의미한다.
이때, 본 발명에 따른 고강도 강판은 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 블록 형상의 잔류 오스테나이트 면적보다 더 큰 것을 특징으로 한다.
보다 구체적으로는 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 잔류 오스테나이트 전체 면적의 60% 이상일 수 있다.
이러한 본 발명에 따른 고강도 강판의 미세조직 상의 특징은 후술하는 베이나이트 영역에서의 다단 항온변태를 포함하는 제조 방법에 의해 달성될 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법은 오스테나이트화 단계(S110), 1차 항온변태 단계(S120) 및 2차 항온변태 단계(S130)를 포함한다.
오스테나이트화 단계(S110)에서는 강판을 가열하여 오스테나이트화한다. 이를 통하여, 미세조직이 풀 오스테나이트화될 수 있다.
이용되는 강판은 최종 미세조직에 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있는 합금조성을 갖는 강판이라면 제한없이 적용할 수 있으나, 보다 바람직하게는 잔류 오스테나이트의 면적율을 10% 이상 안정적으로 확보할 수 있는 전술한 제1 실시예 또는 제2 실시예에 따른 합금 조성을 갖는 강판을 제시할 수 있다. 또한, 열처리 이전의 강판의 형태는 열연강판 또는 냉연강판일 수 있으며, 보다 바람직하게는 냉연강판이다.
오스테나이트화는 Ac3 ~ Ac3 + 200℃에서 1분 이상, 예를 들어 1~30분동안 유지하는 방법으로 수행될 수 있다. 오스테나이트화 온도가 Ac3 미만인 경우, 페라이트가 다량 잔존하게 되며, 오스테나이트화 온도가 Ac3 + 200℃를 초과할 경우, 결정립 사이즈가 지나치게 증가할 수 있다. 또한, 오스테나이트화가 1분 미만일 경우, 오스테나이트화가 불충분할 수 있다.
다음으로, 1차 항온변태 단계(S120)에서는 오스테나이트화된 강판을 베이나이트 영역에 해당하는 T1까지 1차 냉각하고, 1차 항온변태시킨다. 여기서, 베이나이트 영역은 베이나이트 변태시작온도인 Bs 이하 내지 마르텐사이트 변태시작온도인 Ms 이상의 온도 영역을 의미한다.
여기서, 1차 항온변태는 T1에서 수행될 수 있으나, 반드시 이에 제한되지 않고, 공정 설비 조건 등에 따라서는 T1보다 대략 10℃ 정도 낮은 온도에서 수행될 수도 있다. 이러한 개념은 후술하는 2차 항온변태에서도 마찬가지로 적용될 수 있다.
베이나이트 영역에서의 1차 항온변태 결과, 도 2에 도시된 예와 같이 오스테나이트의 일부가 베이나이트, 보다 구체적으로는 래스(lath) 형태의 베이나이트로 변태한다. 베이나이트들 사이에는 오스테나이트가 필름 형태의 잔류하나, 베이나이트들이 형성되지 않은 부분에는 대체로 오스테나이트가 블록 형태로 잔류한다.
1차 항온변태는 베이나이트 변태가 면적률로 30~70%되도록 수행될 수 있다. 이는 래스 형태의 베이나이트 사이의 필름 형태의 잔류 오스테나이트 형성, 그리고 2차 항온변태 후 면적률로 10% 이상의 잔류 오스테나이트 형성을 고려한 것이다.
1차 냉각시 평균 냉각 속도는 페라이트 등의 상변태 발생을 최대한 억제코자 20℃/sec 이상, 보다 바람직하게는 50~100℃/sec의 평균냉각속도를 적용할 수 있다.
다음으로, 2차 항온변태 단계(S130)에서는 1차 항온변태된 강판을 베이나이트 영역에 해당하되 T1보다는 50℃ 이상 낮은 T2까지 20℃/sec 이상, 예를 들어 20~100℃/sec 평균냉각속도로 2차 냉각하고, 2차 항온변태시킨다. 2차 항온변태 이후에는 공냉, 수냉 등의 방식으로 최종 냉각이 수행될 수 있으며, 최종 냉각은 상온까지 수행될 수 있다.
베이나이트 영역에서의 2차 항온변태 결과, 도 3에 도시된 예와 같이 잔류하는 오스테나이트의 일부가 추가로 베이나이트로 변태된다. 이 과정에서, 블록 형태의 오스테나이트에서 베이나이트가 형성되면서 필름 형태의 잔류 오스테나이트 분율이 높아진다.
여기서, 2차 항온변태 온도가 1차 항온변태 온도보다 50℃ 이상 낮은 이유는 후술하는 실시예에서 볼 수 있는 바와 같이, 2차 항온변태 온도와 1차 항온변태 온도의 온도 차이가 50℃ 미만인 경우, 강도가 크게 감소하여, 강도 연신율 조합이 좋지 못한 결과를 나타내었기 때문이다.
즉, 본 발명의 경우, 1차 항온변태에서 오스테나이트가 베이나이트로 상변태되면서, 필름 형태의 오스테나이트 및 블록 형태의 오스테나이트가 잔류하고, 특히, 2차 항온변태에서 1차 항온변태에서 형성된 블록 형태의 오스테나이트가 베이나이트로 추가 변태되면서 필름 형태의 잔류 오스테나이트 분율이 높아지는 것을 특징으로 한다.
한편, 제1 실시예에 따른 합금 조성을 갖는 강판의 경우, 1차 항온변태는 400~600℃에서 20~100초동안 수행될 수 있다. 상기의 합금조성을 포함하는 강판에 있어서, T1이 400℃ 미만에서는 Ms 이상에서의 2차 항온변태가 어려워질 수 있다. 아울러, 1차 항온변태시간이 20초 미만인 경우 베이나이트가 충분히 형성되지 않을 수 있으며, 100초를 경과하면 2차 항온변태후 면적률로 10% 이상의 잔류 오스테나이트 형성이 어려워질 수 있다.
또한, 2차 항온변태시 충분한 베이나이트 형성을 위하여, 100초 이상 2차 항온변태시키는 것이 바람직하다. 아울러, 2차 항온변태는 1차 항온변태온도보다 50℃ 낮은 온도에서 수행된다. 그리고, 2차 항온변태는 100초 이상, 보다 바람직하게는 100~150초동안 수행될 수 있다. 100초 이상의 2차 항온변태를 통하여 래스 형태의 베이나이트 추가 변태를 통하여 잔류 오스테나이트 중 필름형 오스테나이트 분율을 최대한 높일 수 있다.
반면, 제2 실시예에 따른 합금조성을 갖는 강판의 경우, 1차 항온변태는 400~600℃에서 3~25초동안 수행될 수 있다. 본 발명의 경우 알루미늄을 0.5중량% 이상 첨가한 결과 오스테나이트-베이나이트 상변태가 촉진되어 상변태 시간을 25초 이내로 감축시킬 수 있다. 1차 항온변태시간이 3초 미만인 경우 베이나이트가 충분히 형성되지 않을 수 있다. 반대로, 1차 항온변태시간이 25초를 초과하는 경우, 2차 항온변태후 면적률로 10% 이상의 잔류 오스테나이트 형성이 어려워질 수 있다.
또한, 2차 항온변태시 충분한 베이나이트 형성을 위하여, 40초 이상, 보다 바람직하게는 40~80초동안 2차 항온변태시키는 것이 바람직하다. 제1 실시예에 따른 합금조성을 갖는 경우, 2차 항온변태는 대략 100초 이상 요구되는 반면, 제2 실시예에 따른 합금조성을 갖는 경우, 알루미늄 첨가 효과를 통하여 2차 항온변태 역시 40초 이상으로 감축시킬 수 있었다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 강판 시편의 제조
표 1에 기재된 합금성분을 갖는 냉연강판 시편을 900℃에서 10분동안 오스테나이트화하고, 60℃/sec의 평균냉각속도로 표 2에 기재된 1차 항온변태온도까지 1차 냉각하여 30초동안 1차 항온변태시키고, 이후 25℃/sec의 평균냉각속도로 표 2에 기재된 2차 항온변태온도까지 2차 냉각하여 100초동안 2차 항온변태시킨 후, 30℃/sec의 평균냉각속도로 25℃까지 최종 냉각하여 강판 시편 1~8을 제조하였다.
[표 1]
Figure PCTKR2015013090-appb-I000001
[표 2]
Figure PCTKR2015013090-appb-I000002
또한, 표 3에 기재된 합금성분을 갖는 냉연강판 시편을 900℃에서 10분동안 오스테나이트화하고, 60℃/sec의 평균냉각속도로 표 4에 기재된 1차 항온변태온도까지 1차 냉각하여 그 온도에서 1차 항온변태시키고, 이후 25℃/sec의 평균냉각속도로 표 2에 기재된 2차 항온변태온도까지 2차 냉각하여 60초동안 2차 항온변태시킨 후, 30℃/sec의 평균냉각속도로 25℃까지 최종 냉각하여 강판 시편 9~10을 제조하였다.
[표 3]
Figure PCTKR2015013090-appb-I000003
[표 4]
Figure PCTKR2015013090-appb-I000004
2. 미세조직 및 물성평가
제조된 강판 시편들 1~10에 대하여, SEM 사진 및 TEM 사진 분석을 통하여 잔류 오스테나이트 분율을 계산하였으며, 최대 길이가 최대 폭의 3배 이상인 것을 필름 형태의 잔류 오스테나이트로 하였다. 또한, 제조된 강판 시편들에 대하여, 인장시험을 실시하여 인장강도 및 연신율을 측정하였다.
그 결과를 표 5에 나타내었다.
표 5에서 γ 분율은 잔류 오스테나이트 분율을 의미하며, f-γ 분율는 잔류 오스테나이트 내 필름 형태의 잔류 오스테나이트의 분율을 의미한다.
[표 5]
Figure PCTKR2015013090-appb-I000005
표 5를 참조하면, 본 발명에서 제시한 합금 조성 및 1차 항온변태 및 2차 항온변태 조건을 만족하는 시편 2, 6, 7, 9, 10의 경우, 인장강도 1000MPa 이상 및 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa·% 이상을 나타내었으며, 또한, 연신율 25% 이상을 나타내었다.
반면, 합금 조성을 만족하지 않거나(시편 1, 8), 2단 항온변태를 수행하지 않았거나(시편 4), 2단 항온변태시 변태온도 차이가 50℃ 미만인 경우(시편 3, 5) 인장강도가 1000MPa 미만이거나, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa·%에 미치지 못하였다.
도 4는 강종 2의 항온변태 다이어그램을 나타낸 것이고, 도 5는 강종 5의 항온변태 다이어그램을 나타낸 것이고, 도 6은 강종 6의 항온변태 다이어그램을 나타낸 것이다. 도 4 내지 도 6을 참조하면, Al이 첨가되지 않은 강종 2에 비하여, Al이 0.5중량% 이상 첨가된 강종 5 및 강종 6의 경우 변태시간이 현저히 감소되는 것을 볼 수 있다.
이러한 결과로, 시편 9, 10의 경우, 시편 2, 6, 7에 비하여 항온변태시간이 상대적으로 짧음에도 불구하고, 제조된 강판이 동등 이상의 물성을 나타낼 수 있어, 생산성 측면에서 보다 바람직하다고 볼 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 기술자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형은 본 발명이 제공하는 기술 사상의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (20)

  1. 냉각시 오스테나이트 잔류가 가능한 강판을 가열하여 오스테나이트화하는 단계;
    오스테나이트화된 강판을 베이나이트 영역에 해당하는 T1까지 1차 냉각하고, 1차 항온변태시키는 단계; 및
    1차 항온변태된 강판을 베이나이트 영역에 해당하되 상기 T1보다는 50℃ 이상 낮은 T2까지 2차 냉각하고, 2차 항온변태시키는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 1차 항온변태에서 오스테나이트가 베이나이트로 상변태되면서, 필름 형태의 오스테나이트 및 블록 형태의 오스테나이트가 잔류하고,
    상기 2차 항온변태에서 1차 항온변태에서 형성된 블록 형태의 오스테나이트가 베이나이트로 추가 변태되면서 필름 형태의 잔류 오스테나이트 분율이 높아지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트화는 Ac3 ~ Ac3 + 200℃에서 1분 이상 유지하는 방법으로 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 1차 냉각 및 2차 냉각 각각은 20℃/sec 이상의 평균 냉각속도로 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 1차 항온변태는 베이나이트 변태가 면적률로 30~70%되도록 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.0%을 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하, Al : 0.5% 미만, N : 0.02% 이하 중 1종 이상을 더 포함하거나, 중량%로, Cr : 3.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, B : 0.005% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.1% 이하 및 Ca : 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 T1은 400℃ 이상이고, 상기 1차 항온변태는 20초~100초동안 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 2차 항온변태는 100초 이상 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.5~2.0%를 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 강판은 Si≤Al 및 Si+Al≤2.5중량%인 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하 및 N : 0.02% 이하 중 1종 이상을 더 포함하거나, 중량%로, Cr : 3.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, B : 0.005% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.1% 이하 및 Ca : 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 T1은 400℃ 이상이고, 상기 1차 항온변태는 3~25초동안 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 2차 항온변태는 40초 이상 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
  15. 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖되, 상기 잔류 오스테나이트의 면적율이 10% 이상이고,
    상기 잔류 오스테나이트는 길이가 폭의 3배 이상인 필름 형상의 잔류 오스테나이트와 길이가 폭의 3배 미만인 블록 형상의 잔류 오스테나이트로 이루어지되, 상기 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 블록 형상의 잔류 오스테나이트 면적보다 더 큰 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  16. 제15항에 있어서,
    상기 필름 형상의 잔류 오스테나이트의 면적이 잔류 오스테나이트 전체 면적의 60% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  17. 제15항에 있어서,
    상기 고강도 강판은 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.0%을 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  18. 제17항에 있어서,
    상기 고강도 강판은 중량%로, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하, Al : 0.5% 미만, N : 0.02% 이하 중 1종 이상을 더 포함하거나, 중량%로, Cr : 3.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, B : 0.005% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.1% 이하 및 Ca : 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  19. 제15항에 있어서,
    상기 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.2~0.5%, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0~3.0%, Al: 0.5~2.0%를 포함하고, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  20. 제19항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, P : 0.1% 이하, S : 0.1% 이하 및 N : 0.02% 이하 중 1종 이상을 더 포함하거나, 중량%로, Cr : 3.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, B : 0.005% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.5% 이하, Ti : 0.1% 이하 및 Ca : 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
PCT/KR2015/013090 2014-12-30 2015-12-02 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법 WO2016108443A1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201580072093.1A CN107109507B (zh) 2014-12-30 2015-12-02 强度和延展性的组合优秀的高强度钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140193887A KR101695261B1 (ko) 2014-12-30 2014-12-30 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 그 제조 방법
KR1020140193886A KR101695263B1 (ko) 2014-12-30 2014-12-30 생산성, 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 그 제조 방법
KR10-2014-0193886 2014-12-30
KR10-2014-0193887 2014-12-30

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016108443A1 true WO2016108443A1 (ko) 2016-07-07

Family

ID=56163510

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2015/013090 WO2016108443A1 (ko) 2014-12-30 2015-12-02 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법

Country Status (3)

Country Link
US (1) US10344350B2 (ko)
CN (1) CN107109507B (ko)
WO (1) WO2016108443A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
KR102035525B1 (ko) * 2016-06-27 2019-10-24 한국기계연구원 필름형 잔류 오스테나이트를 포함하는 강재
CN108531690B (zh) * 2018-06-12 2019-05-14 东北大学 一种改善残奥形貌提高trip钢力学性能的热处理方法
CN112695253B (zh) * 2020-12-22 2021-12-03 江西耐普矿机股份有限公司 一种含碳化物高强韧性贝氏体耐磨钢及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003328077A (ja) * 2002-05-16 2003-11-19 Nippon Steel Corp 高強度圧延メッキｐｃ鋼棒およびその製造方法鋼板ならびにその製造方法
KR20100035836A (ko) * 2008-09-29 2010-04-07 현대제철 주식회사 고강도와 고연신율을 갖는 열연용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR20110042369A (ko) * 2008-09-10 2011-04-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101091294B1 (ko) * 2008-12-24 2011-12-07 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
KR20120044151A (ko) * 2010-10-27 2012-05-07 현대제철 주식회사 강도?연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101163028B1 (ko) 2010-03-05 2012-07-09 한국기계연구원 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN102337480B (zh) * 2010-07-15 2013-03-13 宝山钢铁股份有限公司 抗环境脆性及疲劳性能优良的超高强度钢板及其制造方法
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR101518580B1 (ko) 2013-09-12 2015-05-07 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003328077A (ja) * 2002-05-16 2003-11-19 Nippon Steel Corp 高強度圧延メッキｐｃ鋼棒およびその製造方法鋼板ならびにその製造方法
KR20110042369A (ko) * 2008-09-10 2011-04-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20100035836A (ko) * 2008-09-29 2010-04-07 현대제철 주식회사 고강도와 고연신율을 갖는 열연용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101091294B1 (ko) * 2008-12-24 2011-12-07 주식회사 포스코 고강도 고연신 강판 및 열연강판, 냉연강판, 아연도금강판 및 아연도금합금화강판의 제조방법
KR20120044151A (ko) * 2010-10-27 2012-05-07 현대제철 주식회사 강도?연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
US20160186286A1 (en) 2016-06-30
CN107109507B (zh) 2019-03-01
US10344350B2 (en) 2019-07-09
CN107109507A (zh) 2017-08-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US8617462B2 (en) Steel for oil well pipe excellent in sulfide stress cracking resistance
CN104513927B (zh) 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
WO2020067685A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
US20170009315A1 (en) High-strength hot-dip galvannealed steel sheet having excellent bake hardening property and bendability
WO2016108443A1 (ko) 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법
US20180355453A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent phosphatability and hole expandability and method for manufacturing same
WO2019218135A1 (zh) 屈服强度1000MPa级低屈强比超高强钢及其制备方法
JP2007107099A (ja) 加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法並びにその鋼板を母材とする溶融亜鉛めっき鋼板
JP2019504195A (ja) 化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
WO2018110779A1 (ko) 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판
JP4457681B2 (ja) 高加工性超高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016111388A1 (ko) 인장강도 1300ＭＰａ 이상의 초고강도 도금강판 및 이의 제조방법
WO2021100995A1 (ko) 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
WO2016104883A1 (ko) 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법
KR100431851B1 (ko) 고강도 구조용 강 및 그 제조방법
WO2021125793A1 (ko) 우수한 수소취성 저항성을 가지는 고강도 냉간압조용 선재 및 그 제조방법
KR102035525B1 (ko) 필름형 잔류 오스테나이트를 포함하는 강재
JPH05320749A (ja) 超高強度鋼の製造方法
WO2020111857A1 (ko) 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법
WO2019125025A1 (ko) 고 강도 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법
KR20160083280A (ko) 생산성, 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 그 제조 방법
CN111647803B (zh) 一种含铜高强钢及其制备方法
WO2020130257A1 (ko) 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101889189B1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법
WO2014157822A1 (ko) 강판 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15875537

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15875537

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1