WO2015099221A1 - 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a high strength low specific gravity steel sheet and a method for manufacturing the same, which are excellent in specific gravity strength and can be preferably applied to automobile steel sheets.
  • the high Al-containing steel sheet containing a large amount of aluminum in iron has the characteristics that can theoretically reduce the weight of the car body parts by combining high strength and low specific properties, but (1) cracks during rolling, etc. Because of poor manufacturability, (2) low ductility, and (3) complicated heat treatment, it was difficult to apply to fields requiring both high strength and formability, such as automotive steel sheets. .
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2005-120399 discloses C: 0.01-5% by weight, Si ⁇ 3%, Mn: 0.01-30%, P ⁇ 0.02%, S ⁇ 0.01%, Al: 10- 32%, N: 0.001-0.05, and if necessary, one, two or more of Ti, Nb, Cr, Ni, Mo, Co, Cu, B, V, Ca, Mg, REM, Y
  • a technique for improving the ductility and rolling workability of aluminum-containing low specific gravity high strength steel containing the remaining Fe has been proposed.
  • Patent Document 1 discloses a method for suppressing grain boundary embrittlement due to precipitation of Fe 3 Al and FeAl intermetallic compounds with respect to high Al-containing steels having an Al content of more than 10%, by (1) optimizing the hot rolling conditions. To minimize the precipitation of intermetallic compounds such as Fe3Al and FeAl during hot rolling, cooling, and winding, and (2) to suppress embrittlement of the material itself by minimizing S and P and minimizing particles using fine carbonitrides. (3) When it is difficult to suppress precipitation of the intermetallic compound, it is proposed as a solution to secure the manufacturability by adding Cr, Ce, and B. However, the above technique has no method of confirming the intended improvement in rolling workability, and has a low yield strength and a slight improvement in ductility.
  • Unexamined-Japanese-Patent No. 2006-176843 The arc contains C: 0.8-1.2%, Si ⁇ 3%, Mn: 10-30%, P ⁇ 0.02%, S ⁇ 0.02%, Al: 8-12%, N: 0.001-0.05% by weight. And aluminum, containing one or two or more of Ti, Nb, Cr, Ni, Mo, Cu, B, V, Ca, Mg, Zr, and REM, if necessary, and containing residual Fe.
  • Containing low specific gravity high strength steel and manufacturing technology have been proposed, but it is a means to improve the ductility when the Al content is high by weight to 8.0 to 12.0%, (1) 0.8 to 1.2% C and 10 to 30% Mn.
  • Thing perai at area ratio : 5% or less, ⁇ - carbide: and a less than 1%) present in the solution.
  • the above technique is limited in application to automobile members and the like requiring low impact strength.
  • Japanese Patent Publication No. 2006-509912 discloses, by weight%, C: 1% or less, Mn: 7.0-30.0%, Al: 1.0 ⁇ 10.0%, Si: more than 2.5% up to 8%, Al + Si: more than 3.5% up to 12%, B ⁇ 0.01%, Ni ⁇ 8%, Cu ⁇ 3%, N ⁇ 0.6%, Nb ⁇ 0.3%, Ti Although low specific gravity high strength steels and manufacturing techniques containing aluminum containing ⁇ 0.3%, V ⁇ 0.3%, P ⁇ 0.01% and containing unavoidable impurities and remaining Fe have been proposed, After finishing the manufacturing process, it is a technique for controlling the yield strength of the finished steel product by performing room temperature molding, and targets steel using TWIP phenomenon.
  • One aspect of the present invention is to provide a high strength and low specific gravity steel sheet excellent in ductility, yield strength, work hardening ability, hot workability and cold workability and a method of manufacturing the same.
  • an austenite matrix, L12 structure of 1 to 50% Fe-Al-based intermetallic compound and 15% or less perovskite carbide in volume% It provides a high strength low specific gravity steel sheet containing ⁇ - carbide ((Fe, Mn) 3 AlC).
  • another aspect of this invention is weight%, C: 0.01-2.0%, Si: 9.0% or less, Mn: 5.0-40.0%, P: 0.04% or less, S: 0.04% or less, Al: 4.0- Reheating a steel slab comprising 20.0%, Ni: 0.3-20.0%, N: 0.001-0.05%, balance Fe and unavoidable impurities at 1050-1250 ° C .; Hot-rolling finishing the reheated steel slab at a temperature of 900 ° C.
  • the steel sheet according to the present invention has a specific gravity of 7.47 g / cc or less, a yield strength of 600 MPa or more, a product of maximum tensile strength (TS) and total elongation (TE) of 12,500 MPa ⁇ % or more, and an average work hardening rate (TS-YS).
  • TS maximum tensile strength
  • TE total elongation
  • T-YS average work hardening rate
  • / UE (%): Uniform Elongation) has a value of 8 MPa /% or more, and can be preferably applied to steel sheets for automobiles and the like.
  • FIG. 1 is a photograph showing the observation of the microstructure after the reheating of the cast steel according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph showing the observation of the microstructure of the hot rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 3 is a photograph showing the observation of the microstructure after the annealing of the hot rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 4 is a photograph showing the observation of the microstructure of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a photograph showing the microstructure after annealing (1 minute) of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a photograph showing an observation of the microstructure after annealing (15 minutes) of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 7 shows the X-ray diffraction analysis results of the specimen annealing the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention for 15 minutes.
  • the present inventors have conducted studies from both aspects of alloy composition and manufacturing method for improving the ductility, yield strength, work hardening ability, hot workability and cold workability of high Al-containing steel sheets having high strength and low specific gravity. Deterioration of the ductility, hot workability and cold workability of high Al-containing steel sheets containing 4 wt% or more of Al may not be properly inhibited during the manufacturing process (1) precipitation of ⁇ -carbide, a perovskite carbide, (2) We found that the reason is that the shape, size and distribution of FeAl or Fe 3 Al intermetallic compounds are precipitated out of control.
  • the austenite stabilizing elements C and Mn content are appropriately controlled, and in the manufacturing method, when the rolling and heat treatment conditions are properly controlled, (1) ⁇ -carbide Precipitation is suppressed, and (2) the high temperature precipitation of the Fe-Al-based intermetallic compound is promoted to form 1-50% Fe-Al-based intermetallic compound in the austenite matrix, and fine FeAl having an average size of 20 ⁇ m or less
  • the Fe 3 Al intermetallic compound can be dispersed, thereby finding that a high strength, low specific gravity steel sheet having excellent ductility, yield strength, work hardening ability, and rolling workability can be produced.
  • ferrite which is an irregular solid solution of austenite and BCC structure, coexists at a high temperature, and the austenite and ferrite are cooled. It is decomposed into ⁇ -carbide, and the ferrite is sequentially transformed into FeAl (hereinafter referred to as 'B2 phase') of B2 structure and Fe 3 Al (hereinafter referred to as 'DO3 phase') intermetallic compound of DO3 structure.
  • the B2 phase coexists with austenite instead of ferrite at high temperature, and if it is cooled at an appropriate speed after hot rolling or after hot rolling / cold rolling and annealing heat treatment, ⁇ - Excessive generation of carbides can be controlled to realize a microstructure mainly composed of austenite phase and B2 phase at room temperature, thereby providing excellent ductility, excellent rolling processability, high yield strength and excellent work hardening ability. It has been found that a high strength low specific gravity steel sheet can be produced.
  • the ⁇ -carbide produced during cooling after hot rolling as described above causes a planar glide of dislocation in the austenite matrix during cold rolling, thereby generating a high density of fine shear band (Shear Band).
  • Shear strain band acts as heterogeneous nucleation of B2 phase during annealing heat treatment of cold rolled sheet, contributing to miniaturization and uniform dispersion of B2 phase in austenite matrix, thereby providing ductility, yield strength, work hardening ability, hot It was found that an ultrahigh strength low specific gravity steel sheet having excellent workability and cold workability can be produced.
  • the high strength low specific gravity steel sheet of the present invention has austenite as a matrix, and has a volume of 1 to 50% of Fe-Al-based intermetallic compound and 15% or less of perovskite carbide, L-kappa carbide ( (Fe, Mn) 3 AlC).
  • the volume fraction of the Fe-Al-based intermetallic compound is less than 1% by volume, a sufficient strengthening effect may not be obtained. On the other hand, if the volume fraction of the Fe-Al-based intermetallic compound exceeds 50% by volume, there is a fear that sufficient ductility may not be obtained. Therefore, according to one embodiment of the present invention, the volume fraction of the Fe-Al-based intermetallic compound is preferably 1 to 50% by volume, more preferably 5 to 45% by volume.
  • the Fe-Al-based intermetallic compound may have a particle shape of less than 20 ⁇ m average particle diameter. Since formation of coarse Fe-Al-based intermetallic compounds may cause deterioration of rolling processability and mechanical properties, the average particle diameter of the Fe-Al-based intermetallic compounds in the form of particles is preferably 20 ⁇ m or less, and is 2 ⁇ m or less. It is more preferable.
  • the Fe-Al-based intermetallic compound may have a band form parallel to the rolling direction of the grain form or the steel sheet, wherein, the band form Fe- The volume fraction of the Al-based intermetallic compound is preferably 40% or less, more preferably 25% or less.
  • the band parallel to the rolling direction may have an average thickness of 40 ⁇ m or less, an average length of 500 ⁇ m or less, and an average width of 200 ⁇ m or less.
  • the Fe-Al-based intermetallic compound may be a B2 phase or DO3 phase.
  • the volume fraction of the ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) is preferably controlled to 15% or less, more preferably 7% or less.
  • the ferrite structure in the microstructure of the steel sheet is softer than the known austenite, so it is preferable to suppress its formation, and according to one embodiment of the present invention, the volume fraction of the ferrite structure is less than 15%
  • the control box is preferable, and controlling to 5% or less is more preferable.
  • the steel sheet having the above-described microstructure has a specific gravity of 7.47 g / cc or less, a yield strength of 600 MPa or more, and a product of maximum tensile strength (TS) and total elongation (TE) of 12,500 MPa. % Or more, and the average work hardening rate (TS-YS) / UE (UE (%): Uniform Elongation (UE)) has a value of 8 MPa /% or more, and can be preferably applied to automobile steel sheets or the like.
  • C is an essential element that plays an important role in improving strength relative to specific gravity of steel sheet by stabilizing austenite, which is a matrix structure, and suppressing ⁇ -carbide precipitation.
  • the content of carbon is 0.01% by weight or more.
  • the content of carbon exceeds 2.0% by weight, it promotes high temperature precipitation of ⁇ -carbide, thereby greatly deteriorating the hot workability and cold workability of the steel sheet.
  • the carbon content is 0.01 to 2.0% by weight. It is preferable to limit.
  • Si improves the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, and its specific gravity is low, which is useful for improving the specific strength of the steel sheet, but excessive addition decreases the hot workability, and red scale is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling. Since the surface quality is degraded and the chemical conversion treatment is greatly deteriorated, in the present invention, the content of the silicon is preferably limited to 9.0 wt% or less.
  • the content of the manganese is preferably included 5.0 wt% or more.
  • the content of the manganese is 5.0 It is preferred to limit to 40.0% by weight.
  • the Mn content is 5.0% or more and less than 14.0%
  • the C content is 0.6% or more and the Mn content is 14.0% or more and less than 20.0%. It is more preferable that the content of C is 0.3% or more.
  • Phosphorus (P) 0.04 wt% or less
  • P is an inevitable impurity contained in steel, and is preferably an element that segregates at grain boundaries and becomes a major cause of lowering the toughness of the steel. Therefore, P is preferably controlled as low as possible.
  • the phosphorus content is advantageously controlled to 0%, but inevitably contained in consideration of current smelting technology and cost. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the content of phosphorus is controlled at 0.04% by weight.
  • S is an impurity inevitably contained in steel and is an element which is a major cause of deterioration of the hot workability and toughness of the steel, so it is preferable to control it as low as possible.
  • the sulfur content is advantageously controlled to 0%, but inevitably contained in consideration of current smelting technology and cost. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is controlled at 0.04% by weight.
  • Al is an essential element for achieving low specific gravity of the steel sheet, and is an element which plays an important role in improving the ductility, yield strength, work hardening ability, hot workability and cold workability of the steel sheet by forming the B2 phase and the DO3 phase.
  • the content of aluminum is preferably 4.0% by weight or more.
  • the aluminum content is 4.0 to 20.0 weight Preferably limited to%.
  • Ni suppresses excessive precipitation of ⁇ -carbide and stabilizes the B2 phase at a high temperature to form a microstructure, that is, austenite, as a matrix structure, and to disperse the Fe-Al-based intermetallic compound uniformly. It is an element included in order to implement a microstructure.
  • the nickel content is less than 0.3% by weight, the effect of stabilizing the B2 phase at a high temperature is insignificant, so that the target microstructure cannot be obtained.
  • the content of the nickel is preferably limited to 0.3 to 20.0% by weight, more preferably limited to 0.5 to 18% by weight, and limited to 1.0 to 15% by weight. More preferred.
  • N forms a nitride in the steel and serves to suppress coarsening of grains.
  • the content of nitrogen is contained in 0.001% by weight or more.
  • the content of nitrogen exceeds 0.05% by weight deteriorates the toughness of the steel, in the present invention, it is preferable to limit the content of nitrogen to 0.001 to 0.05% by weight.
  • the content of chromium is preferably 0.01% by weight or more.
  • the content of chromium exceeds 7.0% by weight, the ductility and toughness of the steel is deteriorated, and the hot workability and cold workability of the steel are greatly increased by promoting carbide precipitation such as cementite ((Fe, Mn) 3 C) at high temperature.
  • the content of chromium is preferably limited to 0.01 to 7.0% by weight.
  • the elements play a role similar to Ni, and chemically combine with Al in the steel to stabilize the B2 phase at high temperature.
  • the content of the elements is preferably 0.01% by weight or more.
  • the sum of the content of the elements is preferably limited to 0.01 ⁇ 15.0% by weight.
  • Li serves to stabilize the B2 phase at high temperature by bonding with Al in the steel.
  • the content of Li is preferably 0.001% by weight or more.
  • Li has a high chemical affinity with carbon, when excessively added, excessive carbides are formed to deteriorate the physical properties of the steel, in the present invention, the upper limit is preferably limited to 3.0% by weight.
  • the content of the elements is preferably 0.005% by weight or more.
  • the upper limit of the elements is preferably limited to 3.0% by weight.
  • V and Nb 0.005-1.0 wt%
  • V and Nb are carbonitride forming elements, and improve the strength and formability in the low carbon-high manganese steel as the present invention, and serves to improve the toughness of the steel by grain refinement.
  • the content of the elements is preferably 0.001% by weight or more.
  • the content of the elements exceeds 1.0% by weight deteriorates the manufacturability and the physical properties of the steel by excessive carbide precipitation, it is preferable in the present invention to limit the upper limit to 1.0% by weight.
  • the content of tungsten is preferably 0.01% by weight or more.
  • the content of tungsten exceeds 5.0% by weight, it promotes excessive generation of hard phases or precipitates, thereby degrading the manufacturability and the physical properties of the steel, it is preferable in the present invention to limit the upper limit to 5.0% by weight. .
  • Ca and Mg serve to produce emulsions and / or oxides to enhance the toughness of the steel.
  • Ca is preferably 0.001% by weight or more and Mg: 0.0002% by weight or more.
  • the upper limit thereof is preferably limited to 0.02% by weight of Ca and 0.4% by weight of Mg.
  • B is an element effective for grain boundary strengthening, and in order to obtain such an effect in the present invention, it is preferably 0.0001% by weight or more. On the other hand, when it exceeds 0.1 weight%, since the workability of steel is largely inhibited, it is preferable to limit the upper limit to 0.1 weight%.
  • the high strength low specific gravity steel sheet according to the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, as an example for manufacturing the high strength low specific gravity steel sheet, it may be manufactured by the following four methods.
  • the steel slab that satisfies the above-mentioned composition is reheated at 1050 to 1250 ° C.
  • the reheating temperature of the slab is less than 1050 ° C.
  • carbonitride is not sufficiently dissolved, so that the desired strength and ductility cannot be secured, and the toughness of the hot rolled sheet may be insufficient to cause hot breakage.
  • the upper limit of the reheating temperature is particularly important in the case of a high carbon component, but is limited to 1250 ° C in view of securing hot workability.
  • the reheated steel slab is hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the total reduction ratio during hot rolling is 60% or more and to control excessive precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is a brittle phase.
  • the hot rolling finish temperature is preferably limited to 900 °C or more.
  • the hot rolled steel sheet is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./sec or more, and then wound up.
  • the cooling rate of the hot-rolled steel sheet is less than 5 ° C / sec, there is a problem that ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is an embrittlement phase during cooling, is excessively precipitated and the ductility of the steel sheet is deteriorated.
  • the faster the cooling rate the more favorable the suppression of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), so the upper limit of the cooling rate is not particularly limited in the present invention.
  • FIG. 1 is a photograph showing the observation of the microstructure after the reheating of the cast steel according to an embodiment of the present invention.
  • the steel sheet according to the present invention can be seen that the Ni content is appropriate because the B2 phase coexists with austenite instead of ferrite at a high temperature.
  • Figure 2 is a photograph showing the observation of the microstructure after hot rolling of the steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the B2 phase is stretched in parallel in the rolling direction to form a band having a width of about 10 ⁇ m, and the matrix composed of the austenite phase shows a partially recrystallized strain structure.
  • the steel sheet according to the present invention can be confirmed that the excessive rolling of the ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) as a brittle phase is controlled by hot rolling finish temperature during hot rolling.
  • the hot rolled steel sheet wound as described above is 1 to 1 at 800 to 1250 ° C. Can be annealed for 60 minutes.
  • the annealing temperature is preferably 800 ° C. or more, and the annealing temperature is preferably 1250 ° C. or less to prevent grain coarsening.
  • the annealing time when the annealing time is less than 1 minute, the shape modification of the B2 band into the form of particles is not sufficient, whereas when the annealing time exceeds 60 minutes, the productivity is lowered and the grains may be coarsened. It is preferable that it is 1 to 60 minutes, and it is more preferable that it is 5 to 30 minutes.
  • the annealed hot rolled steel sheet is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./sec or more, and then wound up.
  • the cooling rate of the annealed hot-rolled steel sheet is less than 5 °C / sec, there is a problem that ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is an embrittlement phase during cooling, excessively precipitates to deteriorate the ductility of the steel sheet.
  • the faster the cooling rate the more favorable the suppression of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), so the upper limit of the cooling rate is not particularly limited in the present invention.
  • Figure 3 is a photograph showing the observation of the microstructure after the annealing of the hot rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • Matrix made of austenite phase is recrystallized and shows a grain size of 20-50 ⁇ m.
  • the B2 phase partially maintains a band shape parallel to the rolling direction, but most B2 The band is decomposed to show granular particles having a size of 5 to 10 ⁇ m.
  • the second annealing may be performed at 800 to 1100 ° C. for 30 seconds to 60 minutes.
  • the secondary annealing temperature is preferably 800 ° C. or higher.
  • the secondary annealing temperature exceeds 1100 ° C., the grains may be coarsened and the phase fraction of the B2 phase may decrease, so the secondary annealing temperature is preferably 800 to 1100 ° C., and 800 to 1000 ° C. It is more preferable that is.
  • the second annealing time is less than 30 seconds, there is a problem that the precipitation of B2 phase is not sufficient, whereas, if the second annealing time exceeds 60 minutes, there is a fear that the grain is coarsened. Therefore, it is preferable that it is 30 second-60 minutes, and, as for the said 2nd annealing time, it is more preferable that it is 1-30 minutes.
  • the secondary annealed hot rolled steel sheet is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./sec or more. If the cooling rate of the secondary annealed hot-rolled steel sheet is less than 5 °C / sec, there is a problem that ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is an embrittlement phase during cooling, excessively precipitates to deteriorate the ductility of the steel sheet. . On the other hand, the faster the cooling rate, the more favorable the suppression of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), so the upper limit of the cooling rate is not particularly limited in the present invention.
  • the cooling end temperature exceeds 600 °C, the ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is an embrittlement phase after cooling, excessively precipitates to deteriorate the ductility of the steel sheet There is.
  • the problem of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) does not occur at a temperature of less than 600 °C, the lower limit of the cooling end temperature is not particularly limited in the present invention.
  • the hot rolled steel sheet wound as described above is cold rolled to a total rolling reduction of 30% or more at a temperature of -20 ° C or higher.
  • Cold rolled steel sheet can be manufactured. This is to generate a sufficient fine shear band (Shear Band), in order to obtain this effect in the present invention, the total reduction ratio is preferably 30% or more.
  • the cold rolled steel sheet is annealed at 800 to 1100 ° C. for 30 seconds to 60 minutes.
  • the shear band generated by the cold rolling acts as an inhomogeneous nucleation site on the B2 phase during annealing, contributing to the miniaturization and uniform dispersion of the B2 phase in the austenite matrix.
  • the annealing temperature is preferably 800 ° C. or more.
  • the annealing temperature exceeds 1100 ° C., the grains may coarsen and the phase fraction of the B2 phase may decrease, so the annealing temperature is preferably 800 to 1100 ° C., more preferably 800 to 1000 ° C. Do.
  • the annealing time is less than 30 seconds, there is a problem that the precipitation of B2 phase is not sufficient, whereas when the annealing time exceeds 60 minutes, there is a fear that the grains are coarsened. Therefore, it is preferable that it is 30 second-60 minutes, and, as for the said annealing time, it is more preferable that it is 1-30 minutes.
  • the annealed cold rolled steel sheet is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./sec or more, and then wound up.
  • the cooling rate of the annealed cold-rolled steel sheet is less than 5 °C / sec, there is a problem that ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is an embrittlement phase during cooling, is excessively precipitated to deteriorate the ductility of the steel sheet.
  • the faster the cooling rate the more favorable the suppression of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), so the upper limit of the cooling rate is not particularly limited in the present invention.
  • the cooling end temperature exceeds 600 ° C.
  • the ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) which is an embrittlement phase after cooling, is excessively precipitated, thereby deteriorating the ductility of the steel sheet.
  • the problem of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) does not occur at a temperature of less than 600 °C, the lower limit of the cooling end temperature is not particularly limited in the present invention.
  • the cold rolled steel sheet may be annealed at 800 to 1100 ° C. for 30 seconds to 60 minutes.
  • the shear band generated by the cold rolling acts as an inhomogeneous nucleation site on the B2 phase during annealing, contributing to the miniaturization and uniform dispersion of the B2 phase in the austenite matrix.
  • the annealing temperature is preferably 800 ° C. or more.
  • the annealing temperature is preferably 800 to 1100 ° C., more preferably 800 to 1000 ° C. Do.
  • the annealing time is less than 30 seconds, there is a problem that the B2 phase is not sufficient, whereas when the annealing time exceeds 60 minutes, there is a fear that the grains are coarsened. Therefore, it is preferable that it is 30 second-60 minutes, and, as for the said annealing time, it is more preferable that it is 1-30 minutes.
  • the annealed cold rolled steel sheet is cooled to a temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 5 ° C./sec or more, and then wound up.
  • the cooling rate of the annealed cold-rolled steel sheet is less than 5 °C / sec, there is a problem that ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), which is an embrittlement phase during cooling, is excessively precipitated to deteriorate the ductility of the steel sheet.
  • the faster the cooling rate the more favorable the suppression of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC), so the upper limit of the cooling rate is not particularly limited in the present invention.
  • the cooling end temperature exceeds 600 ° C.
  • the ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) which is an embrittlement phase after cooling, is excessively precipitated, thereby deteriorating the ductility of the steel sheet.
  • the problem of precipitation of ⁇ -carbide ((Fe, Mn) 3 AlC) does not occur at a temperature of less than 600 °C, the lower limit of the cooling end temperature is not particularly limited in the present invention.
  • Figure 4 is a photograph showing the observation of the microstructure of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • the B2 phase in the austenite matrix is elongated in parallel in the rolling direction to form a band having a width of about 5 ⁇ m.
  • FIG. 5 is an observation of the microstructure after annealing the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention for 1 minute. Precipitation of a fine B2 phase occurs along the shear strain band in the austenite matrix, whereby the deformed microstructure of austenite, which was not seen in FIG. 4, is clearly revealed. In addition, the slip line in the B2 band is also clearly seen, because austenite is deposited along the strain line of the B2 band.
  • Figure 6 is an observation of the microstructure after annealing the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention for 15 minutes. Precipitation of the B2 phase in the austenite matrix was accelerated, and precipitation of the austenite was accelerated along the strain line of the B2 band, resulting in decomposition of the B2 band. On the other hand, at the lower end of Figure 6 austenite particles having a size of about 2 ⁇ m and B2 particles having a size of about 1 ⁇ m are mixed, which is formed by decomposition of the B2 band formed during cold leaf annealing.
  • Figure 7 shows the X-ray diffraction analysis results of the specimen annealing the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention for 15 minutes.
  • a microstructure of the steel sheet it can be seen that it contains only austenite and B2 phase, the volume fraction of the B2 phase was analyzed to be about 33%.
  • the cold rolled steel sheet was manufactured by reheating, hot rolling and cold rolling under the conditions of Table 2 below, and the cold rolled steel sheet was annealed under the conditions of Table 3 below. Thereafter, the phase fraction was measured using XRD, specific gravity was measured using a Pycnometer, and the mechanical properties were evaluated by a tensile test at an initial strain of 1 ⁇ 10 ⁇ 3 / sec. The results are shown in Table 3.
  • the inventive steels 1 to 16 are all composed of the austenite matrix and the second phase of the intermetallic compound of the B2 structure or the DO3 structure, and some of them contain 15% or less of ⁇ -carbide. Can be.
  • the specific gravity is 7.47 g / cc or less
  • the yield strength is 600 MPa or more
  • the product of the maximum tensile strength (TS) and the total elongation (TE) is 12,500 MPa ⁇ % or more
  • TS-YS average work hardening rate
  • UE (%) the average work hardening rate / UE (UE (%): It can be seen that the value of Uniform Elongation (uniform elongation) satisfies a value of 8 MPa /% or more.
  • Comparative steels 1 to 4 are lightweight steels based on austenite, but do not contain an intermetallic compound having a B2 structure or a DO3 structure as a second phase. Comparative steels 1 to 4 are excellent in ductility, it can be seen that the average work hardening rate (TS-YS) / UE is significantly lower than the invention steel.
  • comparative steels 5 and 6 are lightweight steels based on a ferrite phase (A2 structure: irregular BBC), and the maximum tensile strength and average work hardening rate (TS-YS) / UE are significantly lower than those of the inventive steel. have.
  • Comparative steels 7 to 11 are TWIP steels composed of FCC single phase structure. Although some of the TWIP steels exhibit similar average work hardening rate (TS-YS) / UE as the invention steels, the TWIP steels are not light weight steels because they have no or low specific gravity reduction, and the yield strength is higher than that of the invention steels. Significantly lower.
  • TSWIP steels composed of FCC single phase structure. Although some of the TWIP steels exhibit similar average work hardening rate (TS-YS) / UE as the invention steels, the TWIP steels are not light weight steels because they have no or low specific gravity reduction, and the yield strength is higher than that of the invention steels. Significantly lower.
  • TSWYS average work hardening rate
  • the conventional steels 1 to 3 correspond to Interstitial Free (IF) steel, Dual Phase (DP) steel, and Hot Press Forming (HPF) steel, respectively.
  • Comparing Comparative Steels 1 to 11 and Conventional Steels 1 to 3 have a new microstructure, and have excellent combinations of strength, elongation, work hardening rate, and light weight. It can be seen that it is a new steel with.
  • the invention steel 4 was subjected to reheating, hot rolling, cooling and winding, cold rolling in sequence under the conditions of Example 1, and then to the conditions of Table 5 below. Annealing heat treatment. Then, after performing a tensile test in the same manner as in Example 1, the results are shown in Table 5.
  • the invention steel 4 especially after annealing heat treatment for 2 to 15 minutes at a temperature of 870 ⁇ 920 °C, 10 When cooled at a rate of °C / sec or more, it was found to have particularly excellent mechanical properties.
  • a hot rolled steel sheet was manufactured by the manufacturing method (1) described above. More specifically, after reheating the steel slab having the alloy composition of Table 6 for 7200 seconds at 1150 °C, hot rolled to prepare a hot rolled steel sheet, wherein the hot rolling start temperature is 1050 °C, the end temperature is 900 °C, rolling The rate was 84.4%. Thereafter, the hot rolled steel sheet was water-quenched (water quenching) to 600 ° C., and then wound up. Thereafter, the phase fraction was measured in the same manner as in Example 1, the tensile test was performed, and the results are shown in Table 7.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above-mentioned manufacturing method (1) also consists of the austenitic matrix and the second phase of the intermetallic compound of the B2 structure or the DO3 structure.
  • the strength is 600 MPa or more
  • the product of the maximum tensile strength (TS) and the total elongation (TE) is 12,500 MPa ⁇ % or more
  • a hot rolled steel sheet was manufactured by the manufacturing method (2) described above. More specifically, the steel slab having the alloy composition of the inventive steel 5 was reheated at 1150 ° C. for 7200 seconds, and then hot rolled to manufacture a hot rolled steel sheet. In this case, the hot rolling start temperature was 1050 ° C., the end temperature was 900 ° C., and the rolling was reduced. The rate was 88.0%. Thereafter, the hot rolled steel sheet was cooled to 20 ° C./sec to 600 ° C., and then wound up. Thereafter, the wound hot rolled steel sheet was annealed and cooled under the conditions shown in Table 8 below, the phase fraction and specific gravity were measured in the same manner as in Example 1, and after the tensile test, the results are shown in Table 8.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above-described manufacturing method (2) also consists of the austenitic matrix and the second phase of the intermetallic compound of the B2 structure or the DO3 structure.
  • the strength is 600 MPa or more
  • the product of the maximum tensile strength (TS) and the total elongation (TE) is 12,500 MPa ⁇ % or more
  • a hot rolled steel sheet was manufactured by the manufacturing method (3) described above. More specifically, the steel slab having the alloy composition of the inventive steel 5 was reheated at 1150 ° C. for 7200 seconds, and then hot rolled to manufacture a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling start temperature was 1050 ° C.
  • the end temperature was 900 ° C.
  • the rolling was reduced.
  • the rate was 88.0%.
  • the hot rolled steel sheet was cooled to 20 ° C./sec to 600 ° C., and then wound up. Thereafter, the wound hot rolled steel sheet was first annealed at 1100 ° C. for 3600 seconds, and then cooled at a rate of 20 ° C./sec.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above-mentioned manufacturing method (3) also consists of the austenitic matrix and the second phase of the intermetallic compound of the B2 structure or the DO3 structure.
  • the strength is 600 MPa or more
  • the product of the maximum tensile strength (TS) and the total elongation (TE) is 12,500 MPa ⁇ % or more
  • a cold rolled steel sheet was manufactured by the manufacturing method (5) described above. More specifically, the steel slab having the alloy composition of the inventive steel 12 was reheated at 1150 ° C. for 7200 seconds, and then hot rolled to manufacture a hot rolled steel sheet. At this time, the hot rolling start temperature was 1050 ° C., the end temperature was 900 ° C., and the rolling was reduced. The rate was 88.0%. Thereafter, the hot rolled steel sheet was cooled to 20 ° C./sec to 600 ° C., and then wound up. Thereafter, the wound hot rolled steel sheet was annealed at 1100 ° C.
  • the cold rolled steel sheet manufactured according to the above-described manufacturing method (5) also consists of the austenitic matrix and the second phase of the intermetallic compound of the B2 structure or the DO3 structure.
  • the strength is 600 MPa or more
  • the product of the maximum tensile strength (TS) and the total elongation (TE) is 12,500 MPa ⁇ % or more

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Abstract

고강도 저비중 강판 및 그의 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면인 고강도 저비중 강판은 오스테나이트 기지에 평균입경 20㎛ 이하의 Fe-Al계 금속간 화합물이 균일하게 분산되어 있고, 상기 Fe-Al계 금속간 화합물의 부피분율은 1~50%이며, 페로브스카이트 탄화물인 L12 구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 부피분율이 15% 이하인 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 저비중 강판 및 그 제조방법
본 발명은 비중 대비 강도가 매우 우수하여 자동차용 강판 등에 바람직하게 적용될 수 있는 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 환경문제에 적극적으로 대응하기 위하여, 온실효과를 유발하는 배기가스 배출감소와 연비향상을 목적으로 자동차 경량화에 대한 필요가 커짐에 따라, 고강도 저비중 강판에 대한 연구가 활발하다. 차체의 경량화를 위해서는 강재의 고강도화가 유용한 수단이지만, 부재에 요구되는 강성 기준치를 만족시키기 위해 판 두께의 최소치가 일정 값 이상으로 제한되어 있는 경우에는, 고강도화의 수단만으로는 판 두께를 그 이하로 감소시킬 수 없어, 경량화가 곤란하였다.
상기의 경우에 경량화를 이루는 수단으로서는, 강재에 비해 비중이 낮은 알루미늄(Aluminum) 합금판의 사용을 고려할 수 있지만, 알루미늄(Aluminum) 합금판은 가격이 비싸고, 강재에 비해 가공성이 뒤떨어지며, 강판과의 용접이 곤란한 등의 문제점이 있기 때문에, 자동차 부재에의 적용은 제한적으로 이루어지고 있다.
철에 알루미늄(Aluminum)을 다량 첨가한 고 Al 함유 강판은 고강도와 저비중의 물성을 겸비함으로써, 이론적으로 차체부품의 경량화를 이룰 수 있는 특징을 가지고 있으나, (1)압연시 균열이 발생하는 등 제조성이 좋지 않은 점, (2)연성이 낮은 점과 (3)복잡한 열처리를 필요로 하는 점 등의 이유로 인해 자동차용 강판과 같이 고강도와 성형성을 모두 필요로 하는 분야에 적용하는 것은 곤란하였다.
특히, Al 함유량이 증가하면, 이론적으로 경량화의 효율을 높일 수 있으나, DO3구조의 Fe3Al이나 B2구조의 FeAl 등의 금속간 화합물의 석출 등에 의하여, 연성, 열간가공성 및 냉간가공성이 큰 폭으로 저하되는 문제가 있으며, 상기 금속간화합물의 생성을 억제하기 위하여 오스테나이트 안정화원소인 Mn과 C를 다량 첨가하게 되면 페로브스카이트(Perovskite) 탄화물인 L12구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 다량 석출하여 연성, 열간가공성 및 냉간 가공성이 대폭으로 저하되는 문제가 있어, 통상의 판재제조 공정으로 Al 함유량이 높은 강재를 제조하는 것이나, 양호한 강도 및 연성 레벨(Level)을 확보하는 것이 극히 곤란하였다.
이와 관련하여, 일본 공개특허공보 제2005-120399호에는 중량%로 C:0.01-5%, Si<3%, Mn:0.01-30%, P<0.02%, S<0.01%, Al:10-32%, N:0.001-0.05를 함유하고, 또한 필요에 따라 Ti, Nb, Cr, Ni, Mo, Co, Cu, B, V, Ca, Mg, REM, Y의 1종류 또는 2종 이상을 함유하고, 나머지 Fe를 함유하는 알루미늄(Aluminum)함유 저비중 고강도강의 연성 및 압연 가공성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 그리고 하기 특허문헌 1에는, Al 함유량이 10%를 초과하는 고Al 함유강에 대하여 Fe3Al, FeAl 금속간화합물의 석출에 의한 입계취화를 억제하기 위한 방법으로, (1)열간압연 조건의 최적화에 의해, 열간압연, 냉각 및 권취시에 Fe3Al, FeAl 등의 금속간화합물의 석출을 최대한 억제하고, (2) S 및 P의 극저화 및 미세탄질화물을 활용한 입자미세화에 의해 재료 자체의 취화를 억제하며, (3)금속간화합물의 석출을 억제하기 어려운 경우에는 Cr, Ce, B를 첨가하여 제조성을 확보하는 것이 해결책으로 제안되어 있다. 그러나, 상기 기술은 의도한 압연 가공성 향상을 확인할 방법이 없을 뿐만 아니라, 항복강도가 낮고, 연성의 향상이 미미하여 자동차 부재 등으로의 적용에 제한이 있다.
또한, 고Al 함유 강판의 연성 및 압연 가공성을 향상시키고, 통상의 박강판제조 공정으로 양호한 강도-연성 특성을 갖는 것이 가능하도록 제조성을 향상시킨 기술로서, 예를 들면 일본 공개특허공보 제2006-176843호에는, 중량%로 C:0.8-1.2%, Si<3%, Mn:10-30%, P<0.02%, S<0.02%, Al:8-12%, N:0.001-0.05%를 함유하고, 또한 필요에 따라, Ti, Nb, Cr, Ni, Mo, Cu, B, V, Ca, Mg, Zr, REM의 1종류 또는 2종 이상을 함유하고, 잔여 Fe를 함유하는 알루미늄(Aluminum)함유 저비중 고강도강 및 제조기술이 제안되어 있지만, 중량%로 Al함유량이 8.0~12.0%로 높은 경우에 연성을 향상시키는 수단으로, (1)0.8~1.2%의 C와 10~30%의 Mn을 첨가하여 기지조직을 오스테나이트(Austenite)로 하고 (면적율>90%), (2) 제조조건을 적정화하여 페라이트(Ferrite)와 κ-탄화물 ((Fe,Mn)3AlC) 상의 석출을 최대한 억제하는 것(면적률로 페라이트: 5%이하이고, κ-탄화물: 1% 이하)을 해결책으로 제시하고 있다. 그러나, 상기 기술은 항복강도가 낮아 내충격성이 요구되는 자동차 부재 등으로의 적용에 제한이 있다.
고Al 함유 강판의 연성 및 압연가공성을 향상시키고, 통상의 박강판 제조 공정으로 양호한 강도-연성 level을 갖는 것이 가능하도록 제조성을 향상시킨 기술로서, 예를 들면 일본 공개특허공보 제2006-118000호에는, 중량%로 C:0.1-1.0%, Si<3%, Mn:10-50%, P<0.01%, S<0.01%, Al:5-15%, N:0.001-0.05%를 함유하고, 또한 필요에 따라, Ti, Nb, Cr, Ni, Mo, Co, Cu, B, V, Ca, Mg, REM, Y의 1종류 또는 2종 이상을 함유하고, 나머지 Fe를 함유하는 알루미늄(Aluminum)함유 저비중 고강도강 및 제조기술이 제안되어 있지만, 강도-연성 balance를 개선시키는 수단으로서 금속조직의 상분율을 제어하여 페라이트와 오스테나이트를 복합조직화하는 것을 해결책으로 제시하고 있다.
자동차용 고Al 함유 강판의 연성 및 압연가공성을 향상시키고, 통상의 박강판제조 공정으로 양호한 강도-연성 level을 갖는 것이 가능하도록 제조성을 향상시킨 기술로서, 예를 들면 일본 등록특허공보 제4235077호에는, 중량%로 C:0.01-5.0%, Si<3%, Mn:0.21-30%, P<0.1%, S<0.005, Al:3.0-10%, N:0.001-0.05%를 함유하고, 또한 필요에 따라, Ti, Nb, Cr, Ni, Mo, Co, Cu, B, V, Ca, Mg, REM, Y, Ta, Zr, Hf, W의 1종류 또는 2종 이상을 함유하고, 잔여 Fe를 함유하는 알루미늄(Aluminum)함유 저비중 고강도강 및 제조기술이 제안되어 있지만, 입계취화를 억제하여 인성을 향상시키는 것을 기본으로 하는 기술이며, 이를 위해, (1) S, P의 극저화, 그리고 (2)적정량의 C첨가에 의해 제조성을 확보하며, (3) 중량원소의 제한에 의해 고강도 (440MPa이상) 저비중 강판을 얻는 것을 해결책으로 제시하고 있다.
고Al 함유 저비중 고강도 강판의 신뢰성 있는 제조방법에 관한 기술로서, 예를 들면 일본 공표특허공보 제2006-509912호에는, 중량%로 C: 1% 이하, Mn: 7.0~30.0%, Al: 1.0~10.0%, Si: 2.5% 초과 8% 이하, Al+Si: 3.5% 초과 12% 이하, B<0.01%, Ni<8%, Cu<3%, N<0.6%, Nb<0.3%, Ti<0.3%, V<0.3%, P<0.01%를 함유하고, 불가피한 불순물 및 나머지 Fe를 함유하는 알루미늄(Aluminum)함유 저비중 고강도강 및 제조기술이 제안되어 있지만, 이는 통상의 강스트립 및 강판의 제조공정을 마친 후에, 상온성형을 실시하여, 완성된 강 생성물의 항복강도를 조절하는 기술이며, TWIP 현상을 이용하는 강을 대상으로 하고 있다.
본 발명의 일 측면은, 연성, 항복강도, 가공경화능, 열간가공성 및 냉간가공성이 우수한 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 오스테나이트 기지에, 부피%로, 1~50%의 Fe-Al계 금속간 화합물 및 15% 이하의 페로브스카이트 탄화물인 L12 구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)을 포함하는 고강도 저비중 강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.01~2.0%, Si: 9.0% 이하, Mn: 5.0~40.0%, P: 0.04% 이하, S: 0.04% 이하, Al: 4.0~20.0%, Ni: 0.3~20.0%, N: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브(slab)를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬래브(slab)를 60% 이상의 총 압하율로 900℃ 이상의 온도에서 열간압연 마무리하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 1차 냉각한 후, 권취하는 단계를 포함하는 고강도 저비중 강판의 제조방법을 제공한다.
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 강판은 비중이 7.47g/cc 이하이고, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 가져, 자동차용 강판 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 예에 따른 주편의 재가열 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 예에 따른 열연강판의 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 예에 따른 열연강판의 소둔 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판의 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판의 소둔(1분) 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판의 소둔(15분) 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다.
도 7은 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판을 15분간 소둔한 시편의 X선 회절 분석 결과를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 고강도와 저비중의 물성을 겸비한 고 Al 함유 강판의 연성, 항복강도, 가공경화능, 열간가공성 및 냉간가공성을 향상시키는 방법에 대하여 합금조성과 제조방법의 양 측면으로부터 연구를 거듭한 결과, 4 중량% 이상의 Al을 함유하는 고 Al 함유 강판의 연성, 열간가공성 및 냉간가공성의 열화는 제조공정 중 (1)페로브스카이트(perovskite) 탄화물인 κ-탄화물의 석출이 제대로 억제되지 않거나, (2)FeAl 또는 Fe3Al 금속간 화합물의 형상, 크기 및 분포가 제대로 제어되지 않은 채 석출되는 것이 이유라는 것을 알아냈다.
또한, 합금조성에 있어서, Ni을 적절한 함량으로 첨가하고, 오스테나이트 안정화 원소인 C 및 Mn 함량을 적절히 제어하며, 제조방법에 있어서, 압연 및 열처리 조건을 적절히 제어할 경우, (1)κ-탄화물의 석출이 억제되고, (2)Fe-Al계 금속간 화합물의 고온 석출이 촉진되어 오스테나이트 기지 내에 1~50%의 Fe-Al계 금속간 화합물이 형성되며, 평균크기 20㎛ 이하의 미세한 FeAl 또는 Fe3Al 금속간 화합물을 분산시킬 수 있으며, 이를 통해 연성, 항복강도, 가공경화능 및 압연가공성이 매우 우수한 고강도 저비중 강판을 제조할 수 있다는 것을 알아냈다.
보다 구체적으로, 고 Al 함유 강판에 있어서, C 및 Mn과 같은 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하게 되면 고온에서는 오스테나이트와 BCC 구조의 불규칙 고용체인 페라이트가 공존하게 되며, 상기 오스테나이트는 냉각 중 페라이트와 κ-탄화물로 분해되고, 상기 페라이트는 B2 구조의 FeAl(이하, 'B2상'이라고 한다) 및 DO3 구조의 Fe3Al(이하, 'DO3상'이라고 한다) 금속간 화합물로 순차적으로 변태된다. 이때, 강도가 높은 금속간 화합물의 핵생성 및 성장이 적절하게 제어되지 못할 경우, 그 크기가 조대해지고 분포가 불균일하게 되므로 가공성 및 강도-연성 밸런스가 저하된다. 이러한 강재에 Ni를 첨가하면, B2상의 생성 엔탈피가 증가되어 B2상의 고온 안정성을 높이게 된다. 특히 Ni를 적절한 함량 이상으로 첨가하면, 고온에서 페라이트 대신에 B2상이 오스테나이트와 공존하게 되며, 이를 열간압연 후에 또는 열간압연/냉간압연 및 소둔 열처리 후에 적절한 속도 이상으로 냉각을 시켜주게 되면, κ-탄화물의 과도한 생성을 제어할 수 있어, 상온에서 오스테나이트상과 B2상으로 주로 이루어진 미세조직을 구현할 수 있으며, 이를 통하여 연성이 뛰어나고, 압연가공성이 우수하며, 높은 항복강도와 뛰어난 가공경화능을 갖는 고강도 저비중 강판을 제조할 수 있는 것을 밝혀내었다.
나아가, 상기와 같이 열간압연 후 냉각 중 제어 생성된 κ-탄화물은 냉간압연 중에 오스테나이트 기지 내 전위의 Planar Glide를 유발함으로써, 높은 밀도의 미세 전단변형밴드(Shear Band)를 생성시키며, 이렇게 생성된 전단변형밴드는 냉간압연된 판재의 소둔열처리 시에 B2상의 불균질 핵생성처로서 작용하여, 오스테나이트 기지 내에 B2상의 미세화와 균일분산에 기여함으로써, 이를 통해 연성, 항복강도, 가공경화능, 열간가공성 및 냉간가공성이 보다 우수한 초고강도 저비중 강판을 제조할 수 있는 것을 알아냈다.
이하, 본 발명의 고강도 저비중 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 저비중 강판은 오스테나이트를 기지조직으로 하며, 부피%로, 1~50%의 Fe-Al계 금속간 화합물 및 15% 이하의 페로브스카이트 탄화물인 L12 구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)을 포함하는 것을 특징으로 한다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로 인하여 연성, 항복강도, 가공경화능, 열간가공성 및 냉간가공성이 매우 우수한 초고강도 저비중 강판을 제공할 수 있다.
상기 Fe-Al계 금속간 화합물의 부피분율이 1부피% 미만인 경우에는 충분한 강화 효과를 얻지 못할 우려가 있으며, 반면, 50부피%를 초과하는 경우에는 취화되어 충분한 연성을 얻지 못할 우려가 있다. 따라서, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 Fe-Al계 금속간 화합물의 부피분율이 1~50부피%인 것이 바람직하며, 5~45부피%인 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 평균입경 20㎛ 이하의 입자 형태를 가질 수 있다. 조대한 Fe-Al계 금속간 화합물의 생성은 압연 가공성 및 기계적 물성의 열화를 초래할 우려가 있으므로, 상기 입자형태의 Fe-Al계 금속간 화합물의 평균입경은 20㎛ 이하인 것이 바람직하며, 2㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명의 다른 일 구현예에 따르면, 상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 입자 형태 또는 강판의 압연 방향에 평행한 밴드(band) 형태를 가질 수 있으며, 이 때, 상기 밴드 형태의 Fe-Al계 금속간 화합물의 부피분율은 40% 이하인 것이 바람직하며, 25% 이하인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 압연방향에 평행한 밴드는, 평균 두께는 40㎛ 이하이고, 평균 길이는 500㎛ 이하이며, 평균 폭은 200㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 B2상 또는 DO3상일 수 있다.
L12 구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)은 강판의 연성, 열간가공성 및 냉간가공성을 열화시키는 문제가 있으므로 상기 κ-탄화물의 형성을 억제하는 것이 바람직하며, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 부피분율은 15% 이하로 제어함이 바람직하며, 7% 이하로 제어함이 보다 바람직하다.
한편, 강판의 미세조직 중 페라이트 조직은 기지인 오스테나이트보다 연질이어서 강화효과가 없으므로 그 형성을 억제하는 것이 바람직하며, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 페라이트 조직의 부피분율은 15% 이하로 제어함이 바람직하며, 5% 이하로 제어함이 보다 바람직하다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상술한 미세조직을 갖는 강판은 비중이 7.47g/cc 이하이고, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 가져, 자동차용 강판 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
이하, 상술한 고강도 저비중 강판을 확보하기 위한 바람직한 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.01~2.0중량%
C는 기지조직인 오스테나이트를 안정화시키고, κ-탄화물 석출을 억제함으로써, 강판의 비중 대비 강도 향상에 중요한 역할을 하는 필수원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 탄소의 함량을 0.01중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면, 상기 탄소의 함량이 2.0중량%를 초과할 경우에는 κ-탄화물의 고온 석출을 조장하여 강판의 열간가공성 및 냉간가공성을 크게 열화시키므로, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.01~2.0중량%로 제한함이 바람직하다.
실리콘(Si): 9.0중량% 이하
Si는 고용강화에 의해 강판의 강도를 향상시키며, 비중이 낮아 강판의 비강도 향상에 유용한 원소이나, 과도한 첨가는 열간가공성을 저하시킬 뿐만 아니라, 열간압연시 강판 표면에 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 저하되며, 화성처리성을 크게 열화시키므로, 본 발명에서는 상기 실리콘의 함량을 9.0중량% 이하로 제한함이 바람직하다.
망간(Mn): 5.0~40.0중량%
Mn은 기지조직인 오스테나이트를 안정화시킬 뿐만 아니라, 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 S과 결합하여 MnS를 형성함으로써 고용 S에 의한 입계취화를 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 상기 망간의 함량이 5.0중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면, 상기 망간의 함량이 40중량%를 초과하는 경우에는 β-Mn상이 형성되거나, 고온에서 δ-페라이트를 안정화시키며, 역으로 오스테나이트의 안정성을 저해하므로, 본 발명에서는 상기 망간의 함량을 5.0~40.0중량%로 제한함이 바람직하다.
한편, 기지조직인 오스테나이트 상의 안정성을 확보하기 위하여, 상기 Mn의 함량이 5.0% 이상 14.0% 미만인 경우에는 상기 C의 함량이 0.6% 이상이고, 상기 Mn의 함량이 14.0% 이상 20.0% 미만인 경우에는 상기 C의 함량이 0.3% 이상인 것이 보다 바람직하다.
인(P): 0.04중량% 이하
P는 강중 불가피하게 함유되는 불순물으로써, 결정입계에 편석되어 강의 인성을 저하시키는 주요 원인이 되는 원소이므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 상기 인의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 현재의 제련기술과 비용을 고려할 때, 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한을 0.04중량%로 관리한다.
황(S): 0.04중량% 이하
S는 강중 불가피하게 함유되는 불순물으로써, 강의 열간가공성 및 인성을 열화시키는 주요 원인이 되는 원소이므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 상기 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 현재의 제련기술과 비용을 고려할 때, 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황의 함량의 상한을 0.04중량%로 관리한다.
알루미늄(Al): 4.0~20.0중량%
Al은 강판의 저비중화 달성을 위한 필수적인 원소이며, 또한 B2상 및 DO3상을 형성함으로써 강판의 연성, 항복강도, 가공경화능, 열간가공성 및 냉간가공성 향상에 중요한 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 상기 알루미늄의 함량이 4.0중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 알루미늄의 함량이 20.0중량%를 초과하는 경우에는 κ-탄화물이 과다하게 석출되어 강판의 연성, 열간가공성 및 냉간가공성이 급격하게 저하되므로, 본 발명에서는 상기 알루미늄의 함량을 4.0~20.0중량%로 제한함이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.3~20.0중량%
Ni는 κ-탄화물의 과도한 석출을 억제하고, 고온에서 B2상을 안정화시킴으로써 본 발명에서 얻고자 하는 미세조직, 즉 오스테나이트를 기지조직으로 하며, Fe-Al계 금속간 화합물이 균일하게 분산되어 있는 미세조직을 구현하기 위하여 필수적으로 포함되는 원소이다. 상기 니켈의 함량이 0.3중량% 미만인 경우에는 고온에서 B2상의 안정화시키는 효과가 미미하여 목적하는 미세조직을 확보할 수 없으며, 반면, 상기 니켈의 함량이 20.0중량%를 초과하는 경우에는 B2상의 상분율을 과도하게 높여 냉간가공성을 크게 열화시키므로, 본 발명에서는 상기 니켈의 함량을 0.3~20.0중량%로 제한함이 바람직하며, 0.5~18중량%로 제한함이 보다 바람직하며, 1.0~15중량%로 제한함이 보다 더 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.05중량%
N은 강중 질화물을 형성하여 결정립의 조대화를 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 질소의 함량이 0.001중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면, 상기 질소의 함량이 0.05중량%를 초과하는 경우에는 강의 인성을 저하시키므로, 본 발명에서는 상기 질소의 함량을 0.001~0.05중량%로 제한함이 바람직하다.
잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니며, 목적하는 강도-연성 밸런스 및 그 이외의 필요 특성에 따라 하기와 같은 성분을 첨가할 수 있다.
Cr: 0.01~7.0중량%
Cr은 강의 강도-연성 밸런스를 향상시킬 뿐만 아니라, κ-탄화물의 과도한 석출을 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 크롬의 함량이 0.01중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 크롬의 함량이 7.0중량%를 초과하는 경우에는 강의 연성 및 인성을 열화시키며, 고온에서 세멘타이트((Fe,Mn)3C) 등 탄화물 석출을 조장함으로써 강의 열간가공성 및 냉간가공성을 크게 열화시키므로, 본 발명에서는 상기 크롬의 함량을 0.01~7.0중량%로 제한함이 바람직하다.
Co, Cu, Ru, Rh, Pd, Ir, Pt 및 Au: 0.01~15.0중량%
상기 원소들은 Ni과 유사한 역할을 하며, 강중 Al과 화학적으로 결합하여 고온에서 B2상을 안정화시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 원소들의 함량이 0.01중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 원소들의 함량이 15.0중량%를 초과하는 경우에는 석출상이 과도하게 형성되는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 상기 원소들의 함량의 합은 0.01~15.0중량%로 제한함이 바람직하다.
Li: 0.001~3.0중량%
Li은 강중 Al과 결합함으로써 고온에서 B2 상을 안정화시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 Li의 함량이 0.001중량% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 상기 Li은 탄소와의 화학적 친화력이 높아 과도하게 첨가될 경우, 과도한 탄화물이 형성되어 강의 물성을 열화시키므로, 본 발명에서는 그 상한을 3.0중량%로 제한함이 바람직하다.
Sc, Ti, Sr, Y, Zr, Mo, Lu, Ta 및 란타노이드계 REM: 0.005~3.0중량%
상기 원소들은 강중 Al과 결합함으로써 고온에서 B2 상을 안정화시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 원소들의 함량이 0.005중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 원소들은 탄소와의 화학적 친화력이 높아 과도하게 첨가될 경우, 과도한 탄화물이 형성되어 강의 물성을 열화시키므로, 본 발명에서는 그 상한을 3.0중량%로 제한함이 바람직하다.
V 및 Nb: 0.005~1.0중량%
V 및 Nb는 탄질화물 형성원소로서, 본 발명과 같은 저탄소-고망간 강에서 강도 및 성형성을 향상시키며, 결정립 미세화에 의하여 강의 인성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 원소들의 함량이 0.001중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 원소들의 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우에는 과도한 탄화물 석출에 의하여 제조성 및 강의 물성을 열화시키므로, 본 발명에서는 그 상한을 1.0중량%로 제한함이 바람직하다.
W: 0.01~5.0중량%
W는 강의 강도 및 인성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 텅스텐의 함량이 0.01중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 텅스텐의 함량이 5.0중량%를 초과하는 경우에는 경질상 또는 석출물의 과도한 생성을 조장함으로써, 제조성 및 강의 물성을 열화시키므로, 본 발명에서는 그 상한을 5.0중량%로 제한함이 바람직하다.
Ca: 0.001~0.02중량%, Mg: 0.0002~0.4중량%
Ca 및 Mg는 유화물 및/또는 산화물을 생성하여 강의 인성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ca 0.001중량% 이상, Mg: 0.0002중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 과다할 경우, 개재물의 개체밀도나 크기를 증대시켜 강의 인성 및 가공성을 크게 저해하므로, 그 상한을 각각 Ca: 0.02중량%로, Mg: 0.4중량%로 제한함이 바람직하다.
B: 0.0001~0.1중량%
B는 입계강화에 유효한 원소로서 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0001중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 0.1중량%를 초과하는 경우에는 강의 가공성을 크게 저해하므로, 그 상한을 0.1중량%로 제한함이 바람직하다.
이상에서 설명한 본 발명에 따른 고강도 저비중 강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기의 고강도 저비중 강판을 제조하기 위한 일 예로서, 하기의 네 가지 방법에 의해 제조될 수 있다.
(1) 슬래브 재가열-열간압연- 냉각 및 권취
먼저, 상술한 조성을 만족하는 강 슬래브를 1050~1250℃로 재가열한다. 슬래브의 재가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 탄질화물이 충분히 고용되지 않아, 목적하는 강도 및 연성을 확보할 수 없으며, 열연판의 인성이 부족하여 열간 파괴 등을 일으킬 우려가 있다. 한편, 재가열온도의 상한은, 특히, 고탄소계의 성분의 경우에 중요한데 열간가공성 확보의 관점에서 1250℃로 제한한다.
이후, 상기 재가열된 강 슬래브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이때, B2 밴드 미세조직의 균질화 및 미세화를 촉진하기 위하여 열간압연시 총 압하율을 60% 이상으로 제한함이 바람직하며, 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 과도한 석출을 제어하기 위하여 열간압연 마무리 온도는 900℃ 이상으로 제한함이 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 5℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 권취한다. 상기 열연강판의 냉각시 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 냉각 중 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 석출 억제에 유리하므로 본 발명에서는 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않는다.
상기 열연강판의 권취시, 권취개시온도가 600℃를 초과하는 경우에는 냉각 후 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 600℃ 미만의 온도에서는 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC) 석출의 문제가 발생하지 아니하는 바, 본 발명에서는 상기 권취개시온도의 하한은 특별히 한정하지 않는다.
도 1은 본 발명의 일 발명예에 따른 주편의 재가열 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다. 도 1을 참조할 때, 본 발명에 따른 강판은 Ni 함량이 적절하여 고온에서 페라이트 대신에 B2상이 오스테나이트와 공존하고 있음을 확인할 수 있다.
도 2는 본 발명의 일 발명예에 따른 강판의 열간압연 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다. B2상이 압연 방향으로 평행하게 연신되어 폭이 약 10㎛의 밴드(Band) 형태를 이루고 있으며, 오스테나이트 상으로 이루어진 기지(Matrix)는 부분적으로 재결정이 된 변형조직을 나타내고 있다. 도 2를 참조할 때, 본 발명에 따른 강판은 열간압연시 열간압연 마무리 온도가 적절히 제어되어 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 과도한 석출이 억제되었음을 확인할 수 있다.
(2) 슬래브 재가열-열간압연- 냉각 및 권취-소둔-냉각
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상술한 바와 같이 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취한 후, 상기 열연강판의 연성을 보다 향상시키기 위하여, 상기와 같이 권취된 열연강판을 800~1250℃에서 1~60분간 소둔할 수 있다.
이는 상기 열간압연 및 냉각시 발생한 잔류응력을 저감시키고, 오스테나이트 기지 내 B2 상의 부피분율, 형상 및 분포를 보다 세밀하게 제어하기 위함이며, 소둔온도에 따라 오스테나이트와 B2상의 상대적인 상분율이 결정되기 때문에, 목표하는 물성에 따라 강판의 강도-연성 밸런스를 조절할 수 있다. 다만, 소둔 중 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 과도한 석출을 방지하기 위하여 상기 소둔온도는 800℃ 이상인 것이 바람직하며, 결정립 조대화를 방지하기 위하여 상기 소둔온도는 1250℃ 이하인 것이 바람직하다.
상기 소둔시, 소둔시간이 1분 미만인 경우에는 B2 밴드의 입자 형태로의 형상 개질이 충분치 않으며, 반면, 60분을 초과하는 경우에는 생산성이 저하되며, 결정립이 조대화 될 우려가 있으므로, 상기 소둔시간은 1~60분인 것이 바람직하며, 5~30분인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 소둔된 열연강판을 5℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 권취한다. 상기 소둔된 열연강판의 냉각시 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 냉각 중 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 석출 억제에 유리하므로 본 발명에서는 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않는다.
상기 소둔된 열연강판의 권취시, 권취개시온도가 600℃를 초과하는 경우에는 냉각 후 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 600℃ 미만의 온도에서는 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC) 석출의 문제가 발생하지 아니하는 바, 본 발명에서는 상기 권취개시온도의 하한은 특별히 한정하지 않는다.
도 3은 본 발명의 일 예에 따른 열연강판의 소둔 후 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다. 오스테나이트 상으로 이루어진 기지(Matrix)는 재결정화되어 입자크기(Grain Size)가 20~50㎛의 분포를 보이고 있으며, B2상은 부분적으로는 압연 방향에 평행한 밴드 형태를 유지하고 있으나, 대부분의 B2 밴드는 분해되어 5~10㎛ 크기의 입자형태(Granular)를 나타내고 있다.
(3) 슬래브 재가열-열간압연- 냉각 및 권취-1차 소둔 및 냉각-2차 소둔-냉각
본 발명의 다른 일 구현예에 따르면, 상술한 바와 같이 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취, 1차 소둔 및 냉각한 후, 800~1100℃에서 30초~60분간 2차 소둔할 수 있다.
이는 오스테나이트 기지 내 B2 상의 미세화 및 균일분산을 위함이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 2차 소둔온도가 800℃ 이상인 것이 바람직하다. 반면, 2차 소둔온도가 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대화되고, B2 상의 상분율이 저하될 우려가 있으므로, 상기 2차 소둔온도는 800~1100℃인 것이 바람직하고, 800~1000℃인 것이 보다 바람직하다.
한편, 2차 소둔시간이 30초 미만인 경우에는 B2 상의 석출이 충분치 못한 문제가 있으며, 반면, 60분을 초과하는 경우에는 결정립이 조대화 될 우려가 있다. 따라서, 상기 2차 소둔시간은 30초~60분인 것이 바람직하고, 1~30분인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 2차 소둔된 열연강판을 5℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각한다. 상기 2차 소둔된 열연강판의 냉각시 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 냉각 중 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 석출 억제에 유리하므로 본 발명에서는 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않는다.
상기 2차 소둔된 열연강판의 냉각시, 냉각종료온도가 600℃를 초과하는 경우에는 냉각 후 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 600℃ 미만의 온도에서는 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC) 석출의 문제가 발생하지 아니하는 바, 본 발명에서는 상기 냉각종료온도의 하한은 특별히 한정하지 않는다.
(4) 슬래브 재가열-열간압연-냉각 및 권취 -냉간압연- 소둔 -냉각
본 발명의 또 다른 일 구현예에 따르면, 상술한 바와 같이 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취한 후, 상기와 같이 권취된 열연강판을 -20℃ 이상의 온도에서 총 압하율 30% 이상으로 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다. 이는 충분한 미세 전단변형밴드(Shear Band)를 생성시키기 위함으로, 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 총 압하율이 30% 이상인 것이 바람직하다.
이후, 상기 냉연강판을 800~1100℃에서 30초~60분간 소둔한다. 상기 냉간압연에 의해 생성된 전단변형밴드(Shear Band)는 소둔시 B2 상의 불균질 핵 생성처로서 작용하여, 오스테나이트 기지 내 B2 상의 미세화 및 균일분산에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 소둔온도가 800℃ 이상인 것이 바람직하다. 반면, 소둔온도가 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대화되고, B2 상의 상분율이 저하될 우려가 있으므로, 상기 소둔온도는 800~1100℃인 것이 바람직하고, 800~1000℃인 것이 보다 바람직하다.
한편, 소둔시간이 30초 미만인 경우에는 B2 상의 석출이 충분치 못한 문제가 있으며, 반면, 60분을 초과하는 경우에는 결정립이 조대화 될 우려가 있다. 따라서, 상기 소둔시간은 30초~60분인 것이 바람직하고, 1~30분인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 소둔된 냉연강판을 5℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 권취한다. 상기 소둔된 냉연강판의 냉각시 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 냉각 중 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 석출 억제에 유리하므로 본 발명에서는 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않는다.
상기 소둔된 냉연강판의 냉각시, 냉각종료온도가 600℃를 초과하는 경우에는 냉각 후 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 600℃ 미만의 온도에서는 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC) 석출의 문제가 발생하지 아니하는 바, 본 발명에서는 상기 냉각종료온도의 하한은 특별히 한정하지 않는다.
(5) 슬래브 재가열-열간압연-냉각 및 권취 - 소둔 -냉간압연- 소둔 -냉각
본 발명의 또 다른 일 구현예에 따르면, 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취, 소둔 및 냉간압연한 후, 상기 냉연강판을 800~1100℃에서 30초~60분간 소둔할 수 있다. 상기 냉간압연에 의해 생성된 전단변형밴드(Shear Band)는 소둔시 B2 상의 불균질 핵 생성처로서 작용하여, 오스테나이트 기지 내 B2 상의 미세화 및 균일분산에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 소둔온도가 800℃ 이상인 것이 바람직하다. 반면, 소둔온도가 1100℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대화되고, B2 상의 상분율이 저하될 우려가 있으므로, 상기 소둔온도는 800~1100℃인 것이 바람직하며, 800~1000℃인 것이 보다 바람직하다.
한펴, 소둔시간이 30초 미만인 경우에는 B2 상이 충분치 못한 문제가 있으며, 반면, 60분을 초과하는 경우에는 결정립이 조대화 될 우려가 있다. 따라서, 상기 소둔시간은 30초~60분인 것이 바람직하고, 1~30분인 것이 보다 바람직하다.
이후, 상기 소둔된 냉연강판을 5℃/sec 이상의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 권취한다. 상기 소둔된 냉연강판의 냉각시 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우에는 냉각 중 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 빠를수록 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)의 석출 억제에 유리하므로 본 발명에서는 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 않는다.
상기 소둔된 냉연강판의 냉각시, 냉각종료온도가 600℃를 초과하는 경우에는 냉각 후 취화상인 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)이 과도하게 석출되어 강판의 연성이 열화되는 문제가 있다. 한편, 600℃ 미만의 온도에서는 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC) 석출의 문제가 발생하지 아니하는 바, 본 발명에서는 상기 냉각종료온도의 하한은 특별히 한정하지 않는다.
도 4는 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판의 미세조직을 관찰하여 나타낸 사진이다. 오스테나이트 기지(Matrix) 내 B2상은 압연방향으로 평행하게 연신되어, 폭이 약 5㎛의 밴드(Band) 형태를 이루고 있다.
도 5는 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판을 1분간 소둔 후 미세조직을 관찰한 것이다. 오스테나이트 기지 내의 전단변형밴드를 따라 미세한 B2상의 석출이 이루어져, 도 4에서는 보이지 않았던 오스테나이트의 변형 미세조직이 뚜렷이 드러나 있다. 또한, B2 밴드 내의 변형선(Slip Line)도 뚜렷이 드러나 있는데, 이는 B2 밴드의 변형선을 따라 오스테나이트가 석출되었기 때문이다.
도 6은 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판을 15분간 소둔 후 미세조직을 관찰한 것이다. 오스테나이트 기지 내 B2상의 석출이 가속화되었으며, 또한, B2 밴드의 변형선을 따라 오스테나이트의 석출이 가속화되어 B2 밴드는 분해되었다. 한편, 도 6의 하단부에는 약 2㎛의 크기를 갖는 오스테나이트 입자와 약 1㎛의 크기를 갖는 B2 입자가 혼재되어 있는데, 이는 냉간엽연시 형성된 B2 밴드가 소둔시 분해되어 형성된 것이다.
도 7은 본 발명의 일 예에 따른 냉연강판을 15분간 소둔한 시편의 X선 회절 분석 결과를 나타낸 것이다. 강판의 미세조직으로, 오스테나이트 및 B2 상만을 포함하고 있는 것을 알 수 있으며, B2 상의 부피분율은 약 33%로 분석되었다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
진공유도로(Vacuum Induction Melting Furnace)를 사용하여 하기 표 1의 합금조성을 가지는 용강을 준비한 뒤, 이를 이용하여 약 40kg의 주편(Ingot)을 제작하였다. 제작된 주편의 크기는 300mm(폭)×30mm(길이)×80mm(두께)였다. 제작된 주편을 용체화처리(Solution Treatment)한 후, 사이징압연(Slab Rolling)하여 8~25mm의 두께를 갖는 슬래브(Slab)를 제조하였다.
이후, 하기 표 2의 조건으로 재가열, 열간압연 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였으며, 상기 냉연강판을 하기 표 3의 조건으로 소둔하였다. 이후, XRD를 이용하여 상분율을 측정하고, 피크노미터(Pycnometer)를 이용하여 비중을 측정하고, 1×10-3/sec의 초기변형율로 인장시험을 하여 기계적 물성을 평가하였다. 그 결과를 표 3에 나타내었다.
표 1
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti Nb Cr Ni B
발명강1 0.01 4.30 29.5 - - 4.2 - - - 4.8 -
발명강2 0.41 0.02 15.4 0.013 0.034 9.7 0.033 0.003 0.0 5.0 -
발명강3 0.63 0.01 15.2 0.013 0.028 9.6 0.036 0.003 0.0 5.2 -
발명강4 0.86 0.02 16.1 0.014 0.022 9.6 0.042 0.004 0.0 4.9 -
발명강5 0.99 0.01 14.4 0.011 0.007 9.6 0.027 0.003 0.0 4.8 -
발명강6 1.02 0.01 14.6 0.011 0.007 9.7 0.041 0.004 0.0 4.8 -
발명강7 1.25 0.00 13.8 0.013 0.024 9.4 0.020 0.014 0.0 4.9 -
발명강8 1.00 0.07 20.7 0.019 0.007 9.5 0.021 0.011 0.0 4.7 -
발명강9 1.04 0.08 27.2 0.022 0.009 8.6 0.030 0.013 0.1 4.8 -
발명강10 1.03 0.05 32.4 0.024 0.009 12.2 0.028 0.014 0.0 5.1 -
발명강11 0.86 0.02 17.4 0.012 0.007 10.3 0.036 0.007 0.0 1.0 -
발명강12 0.79 0.02 17.3 0.013 0.009 10.3 0.049 0.007 0.0 3.0 -
발명강13 0.82 0.02 16.9 0.012 0.007 9.6 0.047 0.007 0.0 4.8 -
발명강14 0.80 0.01 17.4 0.012 0.006 10.3 0.034 0.007 0.0 6.9 -
발명강15 0.68 0.02 17.4 0.012 0.008 10.1 0.041 0.007 0.0 8.8 -
발명강16 1.02 0.09 26.9 0.022 0.009 9.8 0.032 0.012 0.1 1.0 -
비교강1 1.03 - 27.4 - - 11.8 - - - - -
비교강2 1.01 0.08 26.8 0.024 0.012 10.0 0.007 0.012 0.1 - -
비교강3 1.04 0.06 24.6 0.022 0.023 10.0 0.020 0.014 1.3 - -
비교강4 0.77 0.00 14.5 0.011 0.013 9.2 0.041 0.012 0.0 0.1 -
비교강5 0.09 - 4.9 0.006 0.002 8.1 - 0.098 1.4 0.1 -
비교강6 0.36 - 3.4 0.009 0.007 5.8 - - - - -
비교강7 0.59 - 18.1 - - - - - - - -
비교강8 0.61 - 17.8 - - 1.5 - - - - -
비교강9 0.61 - 18.0 - - 1.9 - - - - -
비교강10 0.60 - 18.1 - - 2.3 - - - - -
비교강11 0.62 - 21.9 - - - - - - - -
종래강1 0.002 0.006 0.15 - - - - - - - -
종래강2 0.09 0.13 1.8 0.015 - - 0.001 0.002 - - -
종래강3 0.22 0.24 1.2 0.009 0.008 0.0 - 0.030 - 0.2 0.0022
표 2
강종 재가열 열간압연 냉각 및 권취 냉간압연
온도(℃) 시간(s) 개시온도(℃) 종료온도(℃) 압하율(%) 속도(℃/sec) 권취온도(℃) 압하율(%)
발명강1 1150 3600 1050 900 62.5 20 600 66.7
발명강2 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강3 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강4 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강5 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강6 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강7 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강8 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강9 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강10 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강11 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강12 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강13 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강14 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강15 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
발명강16 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
비교강1 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
비교강2 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
비교강3 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
비교강4 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 66.7
비교강5 1200 3600 1050 900 95.7 20 600 66.7
비교강6 1200 3600 1100 900 88.0 20 600 66.7
비교강7 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 53.3
비교강8 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 53.3
비교강9 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 53.3
비교강10 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 53.3
비교강11 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 53.3
종래강1 1150 7200 1050 900 88.0 20 600 76.7
종래강2 1150 7200 1100 900 88.0 20 600 66.7
종래강3 1150 7200 1100 900 88.0 20 600 66.7
표 3
강종 소둔 냉각
온도(℃) 시간(sec) 속도(℃/sec) 종료온도(℃)
발명강1 800 120 WQ RT
발명강2 800 900 WQ RT
발명강3 900 900 WQ RT
발명강4 900 900 WQ RT
발명강5 900 900 WQ RT
발명강6 900 900 WQ RT
발명강7 900 900 WQ RT
발명강8 900 900 WQ RT
발명강9 900 900 WQ RT
발명강10 1000 900 WQ RT
발명강11 900 900 WQ RT
발명강12 900 900 WQ RT
발명강13 900 900 WQ RT
발명강14 900 900 WQ RT
발명강15 900 900 WQ RT
발명강16 900 900 WQ RT
비교강1 1050 1500 WQ RT
비교강2 900 900 WQ RT
비교강3 900 900 WQ RT
비교강4 900 900 WQ RT
비교강5 750 3600 WQ RT
비교강6 830 50 6 RT
비교강7 800 104 7.5 RT
비교강8 800 104 7.5 RT
비교강9 800 104 7.5 RT
비교강10 800 104 7.5 RT
비교강11 800 104 7.5 RT
종래강1 780 50 6 RT
종래강2 750 60 50 RT
종래강3 930 600 35 RT
단, 상기 표 3에서 WQ는 수냉(Water Quenching), RT는 상온(Room Temperature, 약 25℃)를 의미함.
표 4
강종 상분율(부피%) 기계적 물성 비중(g/cc)
γ δ/α B2 DO3 κ α' YS(MPa) TS(MPa) TE(%) UE(%) (TS-YS)/UE(MPa/%)
발명강1 91.8 - - 8.2 - - 819.7 1113.7 23.6 23.4 12.6 7.320
발명강2 56.6 - 43.4 - - - 971.2 1204.2 11.3 11.3 20.8 6.846
발명강3 60.9 - 39.1 - - - 981.7 1258.1 17.3 17.2 16.1 6.830
발명강4 64.4 - 35.6 - - - 1010.7 1346.6 31.8 27.6 12.2 6.815
발명강5 69.0 - 31.0 - - - 1107.9 1427.1 26.9 22.6 14.1 6.825
발명강6 - - - - - - 1055.1 1379.9 26.5 23.6 13.8 6.821
발명강7 85.7 - 8.1 - 6.2 - 1174.7 1400.5 26.6 22.1 10.2 6.780
발명강8 79.6 - 20.4 - - - 1058.1 1354.3 28.9 23.9 12.4 6.789
발명강9 90.8 - 9.2 - - - 787.4 1123.6 34.4 28.1 12.0 6.855
발명강10 82.3 - 17.7 - - - 1001.2 1358.6 27.6 27.1 13.2 6.529
발명강11 84.7 - 15.3 - - - 788.2 1071.5 38.9 30.8 9.2 6.767
발명강12 75.9 - 24.1 - - - 796.1 1159.4 34.3 28.7 12.7 6.769
발명강13 66.6 - 33.4 - - - 945.3 1294.5 36.1 30.4 11.5 6.822
발명강14 60.4 - 39.6 - - - 1024.7 1377.0 36.2 31.1 11.3 6.810
발명강15 54.7 - 45.3 - - - 1018.2 1340.0 27.8 27.5 11.7 6.840
발명강16 97.1 1.4 1.5 - - - 637.1 1009.3 42.1 37.4 10.0 6.718
비교강1 83.2 9.7 - - 7.1 - 741.1 1014.6 53.9 45.3 6.0 6.512
비교강2 100 0 - - - - 576.8 956.3 56.7 49.1 7.7 6.703
비교강3 93.3 6.7 - - - - 757.4 1077.4 49.4 40.7 7.9 6.700
비교강4 77.9 22.1 - - - - 797.3 1022.4 41.2 32.8 6.9 6.801
비교강5 0 100 - - - - 590.2 690.8 32.4 15.4 6.5 7.060
비교강6 30.3 69.7 - - - - 614.0 810.0 44.1 37.6 5.2 7.224
비교강7 100 - - - - - 449.2 1089.4 60.1 57.4 11.2 7.913
비교강8 100 - - - - - 432.8 943.2 64.2 57.6 8.9 7.724
비교강9 100 - - - - - 447.3 890.7 59.9 52.3 8.5 7.644
비교강10 100 - - - - - 449.8 865.5 55.3 50.6 8.2 7.588
비교강11 100 - - - - - 404.5 1049.1 63.6 62.3 10.3 7.891
종래강1 - 100 - - - - 154.1 287.9 50.6 28.6 4.7 7.830
종래강2 - 87.3 - - - 12.7 329.0 589.0 25.5 17.4 14.9 7.791
종래강3 - - - - - 100 1133.1 1531.3 8.0 4.8 83.0 7.804
표 4에서 알 수 있듯이, 발명강 1 내지 16은 모두 오스테나이트 기지와 B2 구조 또는 DO3 구조의 금속간 화합물의 제 2상으로 이루어져 있으며, 일부는 15% 이하의 κ-탄화물을 포함하고 있음을 확인할 수 있다. 또한, 비중이 7.47g/cc 이하이고, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 만족함을 확인할 수 있다.
반면, 비교강 1 내지 4는 발명강들과 마찬가지로 오스테나이트를 기지로 갖는 경량강이지만, B2 구조 또는 DO3 구조의 금속간 화합물을 제 2상으로 포함하고 있지 않았다. 상기 비교강 1 내지 4는 연성은 우수하나, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE이 발명강에 비해 현저하게 낮은 것을 알 수 있다.
또한, 비교강 5 및 6은 페라이트상(A2구조: 불규칙 BBC)을 기지로 하는 경량강으로, 최대인장강도와 평균가공경화율 (TS-YS)/UE이 발명강에 비해 현저하게 낮은 것을 알 수 있다.
또한, 비교강 7 내지 11은 FCC 단상조직으로 이루어진 TWIP강이다. TWIP강 중 일부가, 발명강과 유사한 수준의 평균가공경화율 (TS-YS)/UE을 나타내지만, TWIP강은 비중 저감이 없거나 그 정도가 적어 경량강으로 볼 수 없으며, 항복강도가 발명강에 비해 현저하게 낮았다.
또한, 종래강 1 내지 3은 각각 IF(Interstitial Free)강, DP(Dual Phase)강, 그리고 HPF(Hot Press Forming)강에 해당한다. 비교강 1 내지 11 및 종래강 1 내지 3을 비교하면, 본 발명의 실시예에 따른 발명강 1 내지 16은 새로운 미세조직을 가지고 있으며, 강도, 연신율, 가공경화율, 및 경량화정도가 모두 우수한 조합을 가지고 있는 새로운 강재인 것을 알 수 있다.
(실시예 2)
소둔 조건이 강판의 기계적 물성에 미치는 영향을 평가하기 위하여, 발명강 4에 대하여, 상기 실시예 1의 조건으로 재가열, 열간압연, 냉각 및 권취, 냉간압연을 차례로 실시한 후, 하기 표 5의 조건으로 소둔 열처리 하였다. 이후, 실시예 1과 동일한 방법으로 인장시험을 실시한 후, 그 결과를 표 5에 함께 나타내었다.
표 5
No. 소둔 조건 기계적 물성 비중(g/cc)
온도(℃) 시간(sec) 냉각속도(℃/sec) YS(MPa) TS(MPa) TE(%) UE(%) (TS-YS)/UE(MPa/%)
1 870 900 WQ 1182.4 1470.6 25.9 22.7 12.7 6.815
2 870 900 30 1245.3 1484.5 22.5 20.4 11.7 6.815
3 870 900 10 1280.3 1504.9 16.9 16.7 13.4 6.815
4 870 120 WQ 1288.8 1512.8 24.6 19.4 11.5 6.815
5 920 120 30 1355.4 1547.9 20.3 18.0 10.7 6.815
표 5를 참조하여 볼 때, 동일한 강종이라고 하더라도 소둔 조건에 따라 기계적 물성이 상이하게 나타남을 알 수 있으며, 발명강 4는 특히, 870~920℃의 온도에서 2~15분간 소둔 열처리한 후, 10℃/sec 이상의 속도로 냉각한 경우, 특히 우수한 기계적 물성을 가짐을 알 수 있었다.
( 실시예 3)
실시예 1 및 2와 달리, 상술한 제조방법 (1)에 의해 열연강판을 제조하였다. 보다 구체적으로, 하기 표 6의 합금조성을 가지는 강 슬래브를 1150℃에서 7200초간 재가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 제조하였으며, 이 때, 열간압연 개시온도는 1050℃, 종료온도는 900℃, 압하율은 84.4%로 하였다. 이후, 상기 열연강판을 600℃까지 수냉(water quenching)한 후, 권취하였다. 이후, 실시예 1과 동일한 방법으로 상분율을 측정하고, 인장시험을 실시한 후, 그 결과를 표 7에 나타내었다.
표 6
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti Nb Cr Ni B
발명강17 0.76 0.00 14.3 0.010 0.009 9.6 0.033 0.012 0.0 5.0 -
표 7
강종 상분율(부피%) 기계적 물성
γ δ/α B2 DO3 κ α' YS(MPa) TS(MPa) TE(%) UE(%) (TS-YS)/UE(MPa/%)
발명강17 74.1 - 25.9 - - - 886.1 1094.2 17.3 16.9 12.3
표 7에서 알 수 있듯이, 상술한 제조방법 (1)에 따라 제조된 열연강판 역시, 오스테나이트 기지와 B2 구조 또는 DO3 구조의 금속간 화합물의 제 2상으로 이루어져 있음을 확인할 수 있으며, 또한, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 만족함을 확인할 수 있다.
( 실시예 4)
실시예 1 내지 3과 달리, 상술한 제조방법 (2)에 의해 열연강판을 제조하였다. 보다 구체적으로, 발명강 5의 합금조성을 가지는 강 슬래브를 1150℃에서 7200초간 재가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 제조하였으며, 이 때, 열간압연 개시온도는 1050℃, 종료온도는 900℃, 압하율은 88.0%로 하였다. 이후, 상기 열연강판을 600℃까지 20℃/sec의 속도로 냉각한 후, 권취하였다. 이후, 상기 권취된 열연강판을 하기 표 8의 조건으로 소둔 및 냉각하였으며, 실시예 1과 동일한 방법으로 상분율 및 비중을 측정하고, 인장시험을 실시한 후, 그 결과를 표 8에 함께 나타내었다.
표 8
No. 소둔 조건 상분율(부피%) 기계적 물성 비중(g/cc)
온도(℃) 시간(sec) 냉각속도(℃/sec) γ B2 YS(MPa) TS(MPa) TE(%) UE(%) (TS-YS)/UE(MPa/%)
1 1100 3600 20 92.7 7.3 738.1 930.7 14.7 12.6 17.7 6.825
2 1100 900 WQ 82.9 17.3 964.5 1219.8 19.5 18.8 13.6 6.825
표 8에서 알 수 있듯이, 상술한 제조방법 (2)에 따라 제조된 열연강판 역시, 오스테나이트 기지와 B2 구조 또는 DO3 구조의 금속간 화합물의 제 2상으로 이루어져 있음을 확인할 수 있으며, 또한, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 만족함을 확인할 수 있다.
( 실시예 5)
실시예 1 내지 4와 달리, 상술한 제조방법 (3)에 의해 열연강판을 제조하였다. 보다 구체적으로, 발명강 5의 합금조성을 가지는 강 슬래브를 1150℃에서 7200초간 재가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 제조하였으며, 이 때, 열간압연 개시온도는 1050℃, 종료온도는 900℃, 압하율은 88.0%로 하였다. 이후, 상기 열연강판을 600℃까지 20℃/sec의 속도로 냉각한 후, 권취하였다. 이후, 권취된 열연강판을 1100℃에서 3600초 동안 1차 소둔한 후, 20℃/sec의 속도로 냉각하였다. 이후, 상기 1차 소둔 및 냉각된 열연강판을 800℃에서 900초 동안 2차 소둔한 후, 수냉(water quenching)하였다. 이후, 실시예 1과 동일한 방법으로 상분율 및 비중을 측정하고, 인장시험을 실시한 후, 그 결과를 표 9에 나타내었다.
표 9
강종 상분율(부피%) 기계적 물성 비중(g/cc)
γ δ/α B2 DO3 κ α' YS(MPa) TS(MPa) TE(%) UE(%) (TS-YS)/UE(MPa/%)
발명강5 74.6 - 15.1 - 10.3 - 771.8 1056.1 15.8 15.8 18.0 6.825
표 9에서 알 수 있듯이, 상술한 제조방법 (3)에 따라 제조된 열연강판 역시, 오스테나이트 기지와 B2 구조 또는 DO3 구조의 금속간 화합물의 제 2상으로 이루어져 있음을 확인할 수 있으며, 또한, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 만족함을 확인할 수 있다.
( 실시예 6)
실시예 1 내지 5와 달리, 상술한 제조방법 (5)에 의해 냉연강판을 제조하였다. 보다 구체적으로, 발명강 12의 합금조성을 가지는 강 슬래브를 1150℃에서 7200초간 재가열한 후, 열간압연하여 열연강판을 제조하였으며, 이 때, 열간압연 개시온도는 1050℃, 종료온도는 900℃, 압하율은 88.0%로 하였다. 이후, 상기 열연강판을 600℃까지 20℃/sec의 속도로 냉각한 후, 권취하였다. 이후 권취된 열연강판을 1100℃에서 900초 동안 소둔한 후, 66.7%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이후 상기 냉연강판을 900℃에서 900초 동안 소둔하고, 수냉(water quenching)하였다. 이후, 실시예 1과 동일한 방법으로 상분율 및 비중을 측정하고, 인장시험을 실시한 후, 그 결과를 표 10에 나타내었다.
표 10
강종 상분율(부피%) 기계적 물성 비중(g/cc)
γ δ/α B2 DO3 κ α' YS(MPa) TS(MPa) TE(%) UE(%) (TS-YS)/UE(MPa/%)
발명강12 76.2 - 23.8 - - - 783.2 1160.3 36.2 29.2 12.9 6.769
표 10에서 알 수 있듯이, 상술한 제조방법 (5)에 따라 제조된 냉연강판 역시, 오스테나이트 기지와 B2 구조 또는 DO3 구조의 금속간 화합물의 제 2상으로 이루어져 있음을 확인할 수 있으며, 또한, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도(TS)와 전연신율(TE)의 곱이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상의 값을 만족함을 확인할 수 있다.

Claims (20)

  1. 오스테나이트 기지에,
    부피%로, 1~50%의 Fe-Al계 금속간 화합물 및 15% 이하의 페로브스카이트 탄화물인 L12 구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)을 포함하는 고강도 저비중 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은, 부피%로, 5~45%의 Fe-Al계 금속간 화합물을 포함하는 고강도 저비중 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은, 부피%로, 7% 이하의 페로브스카이트 탄화물인 L12 구조의 κ-탄화물((Fe,Mn)3AlC)을 포함하는 고강도 저비중 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 평균입경 20㎛ 이하의 입자 형태를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 저비중 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 평균입경 2㎛ 이하의 입자 형태를 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 저비중 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 평균입경 20㎛ 이하의 입자 형태를 갖거나, 강판의 압연방향에 평행한 밴드(band) 형태의 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 저비중 강판.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강판의 압연방향에 평행한 밴드(band) 형태의 Fe-Al계 금속간 화합물의 부피분율은 40% 이하인 고강도 저비중 강판.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 강판의 압연방향에 평행한 밴드(band) 형태의 Fe-Al계 금속간 화합물의 평균 두께는 40㎛ 이하이고, 평균 길이는 500㎛ 이하이며, 평균 폭은 200㎛ 이하인 고강도 저비중 강판.
  9. 제 1항 내지 제 8항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 Fe-Al계 금속간 화합물은 B2 구조 또는 DO3 구조인 고강도 저비중 강판.
  10. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 부피%로, 15% 이하의 페라이트를 포함하는 고강도 저비중 강판.
  11. 제 1항 내지 제 10항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, C: 0.01~2.0%, Si: 9.0%이하, Mn: 5.0~40.0%, P: 0.04%이하, S: 0.04%이하, Al: 4.0~20.0%, Ni: 0.3~20.0%, N: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 고강도 저비중 강판.
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 Mn의 함량이 5.0% 이상 14.0% 미만인 경우에는, 상기 C의 함량이 0.6% 이상이고, 상기 Mn의 함량이 14.0% 이상 20.0% 미만인 경우에는 상기 C의 함량이 0.3% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 저비중 강판.
  13. 제 11항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, Cr:0.01~7.0%, Co: 0.01~15.0%, Cu: 0.01~15.0%, Ru: 0.01~15.0%, Rh: 0.01~15.0%, Pd: 0.01~15.0%, Ir: 0.01~15.0%, Pt: 0.01~15.0%, Au: 0.01~15.0%, Li: 0.001~3.0%, Sc: 0.005~3.0%, Ti: 0.005~3.0%, Sr: 0.005~3.0%, V: 0.005~3.0%, Zr: 0.005~3.0%, Mo: 0.005~3.0%, Lu: 0.005~3.0%, Ta: 0.005~3.0%, 란타노이트계 REM: 0.005~3.0%, V: 0.005~1.0%, Nb: 0.005~1.0%, W: 0.01~5.0%, Ca: 0.001~0.02%, Mg: 0.0002~0.4% 및 B: 0.0001~0.1%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 고강도 저비중 강판.
  14. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은, 비중이 7.47g/cc 이하이고, 항복강도가 600MPa 이상이며, 최대인장강도와 전연신율의 곱의 값(TS×El)이 12,500 MPaㆍ% 이상이고, 평균가공경화율 (TS-YS)/UE (UE(%): Uniform Elongation, 균일연신율)의 값이 8 MPa/% 이상인 고강도 저비중 강판.
  15. 중량%로, C: 0.01~2.0%, Si: 9.0% 이하, Mn: 5.0~40.0%, P: 0.04% 이하, S: 0.04% 이하, Al: 4.0~20.0%, Ni: 0.3~20.0%, N: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬래브(slab)를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬래브(slab)를 60% 이상의 총 압하율로 900℃ 이상의 온도에서 열간압연을 마무리하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 냉각한 후, 권취하는 단계를 포함하는 고강도 저비중 강판의 제조방법.
  16. 제 15항에 있어서,
    상기 권취 후,
    상기 권취된 열연강판을 800~1250℃에서 1~60분간 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 열연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 냉각하는 단계를 더 포함하는 고강도 저비중 강판의 제조방법.
  17. 제 15항에 있어서,
    상기 권취 후,
    상기 권취된 열연강판을 800~1250℃에서 1~60분간 1차 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 열연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 800~1100℃에서 30초~60분간 2차 소둔하는 단계; 및
    상기 2차 소둔된 열연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 냉각하는 단계를 더 포함하는 고강도 저비중 강판의 제조방법.
  18. 제 15항에 있어서,
    상기 권취 후,
    상기 권취된 열연강판을 -20℃ 이상의 온도에서 30% 이상의 총 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 800~1100℃에서 30초~60분간 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 냉연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 냉각하는 단계를 더 포함하는 고강도 저비중 강판의 제조방법.
  19. 제 15항에 있어서,
    상기 권취 후,
    상기 권취된 열연강판을 800~1250℃에서 1~60분간 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 열연강판을 -20℃ 이상의 온도에서 30% 이상의 총 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 800~1100℃에서 30초~60분간 소둔하는 단계; 및
    상기 소둔된 냉연강판을 5℃/sec 이상의 속도로 600℃ 이하로 냉각하는 단계를 더 포함하는 고강도 저비중 강판의 제조방법.
  20. 제 15항 내지 제 19항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 Mn의 함량이 5.0% 이상 14.0% 미만인 경우에는, 상기 C의 함량이 0.6% 이상이고, 상기 Mn의 함량이 14.0% 이상 20.0% 미만인 경우에는 상기 C의 함량이 0.3% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 저비중 강판.
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017203346A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203311A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
US10995381B2 (en) 2016-05-24 2021-05-04 Arcelormittal Method for producing a TWIP steel sheet having an austenitic microstructure
RU2819765C1 (ru) * 2023-08-14 2024-05-23 Андрей Владимирович Чайкин Способ выплавки высокомарганцовистой стали методом переплава

Families Citing this family (40)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6308424B2 (ja) * 2014-02-28 2018-04-11 株式会社日本製鋼所 Ｆｅ基制振合金およびその製造方法ならびにＦｅ基制振合金材
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법
EP3423608B1 (en) 2016-03-01 2019-11-13 Tata Steel Nederland Technology B.V. Austenitic, low-density, high-strength steel strip or sheet having a high ductility, method for producing said steel and use thereof
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
KR101838235B1 (ko) * 2016-11-17 2018-03-13 주식회사 포스코이에스엠 습식 분쇄를 통한 슬러리의 입도 제어에 따른 리튬 티탄 복합 산화물의 제조방법
CN106555128A (zh) * 2016-11-21 2017-04-05 常熟市张桥华丰铸造五金厂 一种抗腐蚀高强度铸件
CN106756478B (zh) * 2016-12-07 2018-03-27 钢铁研究总院 一种经济型耐海水腐蚀用低密度低合金钢及其制备方法
KR20240050440A (ko) * 2016-12-22 2024-04-18 아르셀러미탈 냉간 압연 및 열처리된 강 시트, 그의 제조 방법 및 차량 부품들을 제조하기 위한 이런 강의 사용
CN107164699A (zh) * 2017-05-13 2017-09-15 合肥鼎鑫模具有限公司 一种用于汽车轮毂压铸的合金模具及其应用
CN107326269A (zh) * 2017-05-26 2017-11-07 太仓明仕金属制造有限公司 一种金属零部件用碳钢
CN107267873A (zh) * 2017-05-27 2017-10-20 太仓明仕金属制造有限公司 一种多用型冲压件
RU2645803C1 (ru) * 2017-06-01 2018-02-28 Юлия Алексеевна Щепочкина Износостойкий сплав на основе железа
CN107083523A (zh) * 2017-06-02 2017-08-22 太仓市龙华塑胶有限公司 一种五金件用钢材
CN107245663A (zh) * 2017-06-02 2017-10-13 太仓市龙华塑胶有限公司 一种模具用钢材料
CN107326287A (zh) * 2017-06-09 2017-11-07 太仓东旭精密机械有限公司 一种机械零部件用钢
CN107245667A (zh) * 2017-06-09 2017-10-13 太仓东旭精密机械有限公司 一种摩托车用钢材料
US20190062881A1 (en) * 2017-08-24 2019-02-28 Corvid Technologies High aluminum containing manganese steel and methods of preparing and using the same
KR101965149B1 (ko) * 2017-11-09 2019-04-05 한국기계연구원 인장강도-연신율 밸런스가 우수한 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
KR101965148B1 (ko) * 2017-11-09 2019-04-05 한국기계연구원 초고강도 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
WO2019093740A1 (ko) * 2017-11-09 2019-05-16 한국기계연구원 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
KR101965147B1 (ko) * 2017-11-09 2019-04-05 한국기계연구원 고강도-고인성 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
RU2657961C1 (ru) * 2017-11-20 2018-06-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
RU2657957C1 (ru) * 2017-11-20 2018-06-18 Юлия Алексеевна Щепочкина Чугун
KR20190065671A (ko) * 2017-12-04 2019-06-12 현대자동차주식회사 페라이트계 경량강
WO2019122960A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN108396244B (zh) * 2018-06-01 2020-07-28 东北大学 一种冷轧中锰高铝低密度钢及其制备方法
TWI715852B (zh) * 2018-07-11 2021-01-11 永鼎應用金屬股份有限公司 沃斯田體合金鋼
KR102227710B1 (ko) * 2018-11-26 2021-03-16 한국재료연구원 고인성을 갖는 오스테나이트계 경량 강재 및 그 제조 방법
WO2020115526A1 (en) * 2018-12-04 2020-06-11 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN109457168B (zh) * 2018-12-24 2021-07-06 宁波正直科技有限公司 家用燃气灶燃气管合金及其制备方法和燃气管
CN109338192A (zh) * 2018-12-24 2019-02-15 南通金源智能技术有限公司 3d打印用磨具钢粉末
KR102207723B1 (ko) * 2018-12-24 2021-01-27 한국기계연구원 기계적 물성이 우수한 경량 스테인리스 강재 및 그 제조 방법
DE102019104597A1 (de) * 2019-02-22 2020-08-27 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahlprodukt aus manganhaltigem Leichtbaustahl mit hohem Energieaufnahmevermögen bei schlagartiger Beanspruchung und niedrigen Temperaturen und Verfahren zu seiner Herstellung
KR20200128811A (ko) 2019-05-07 2020-11-17 현대자동차주식회사 오스테나이트계 경량강
KR102209405B1 (ko) * 2019-05-15 2021-01-29 주식회사 포스코 표면 균열이 저감된 고망간 주편 및 그 제조방법과 이를 이용한 고망간 강판
CN111519102A (zh) * 2020-03-26 2020-08-11 徐州尚航船舶配件有限公司 一种高强度耐腐蚀船用扶梯及其制备工艺
CN114480984B (zh) * 2021-12-15 2022-12-16 钢铁研究总院 一种Ti合金化低密度高强钢及其制备方法
CN114657441A (zh) * 2022-02-09 2022-06-24 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种低密度高强高韧热轧钢板的制造方法
CN115537660B (zh) * 2022-09-30 2023-07-14 武汉钢铁有限公司 一种低密度高强度热轧弹簧扁钢及其生产方法
WO2024084273A1 (en) * 2022-10-19 2024-04-25 Arcelormittal Metal powder for additive manufacturing

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005015909A (ja) * 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005120399A (ja) 2003-10-14 2005-05-12 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2006509912A (ja) 2002-12-17 2006-03-23 ティッセンクルップ シュタール アクチェンゲゼルシャフト 鋼生成物の製造方法
JP2006118000A (ja) 2004-10-21 2006-05-11 Nippon Steel Corp 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
JP2006176843A (ja) 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2007084882A (ja) * 2005-09-22 2007-04-05 Tohoku Univ 低加工硬化型鉄合金
KR20130034727A (ko) * 2011-09-29 2013-04-08 현대자동차주식회사 저비중강판용 합금 및 그 제조방법

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS563651A (en) * 1979-06-20 1981-01-14 Takeshi Masumoto High toughness intermetallic compound material and its manufacture
US4865662A (en) * 1987-04-02 1989-09-12 Ipsco Inc. Aluminum-manganese-iron stainless steel alloy
US5431753A (en) 1991-12-30 1995-07-11 Pohang Iron & Steel Co. Ltd. Manufacturing process for austenitic high manganese steel having superior formability, strengths and weldability
JP3772106B2 (ja) * 2001-10-10 2006-05-10 三菱レイヨン株式会社 内部に空洞部を有する樹脂成形品の製造方法
JP4248430B2 (ja) 2003-08-04 2009-04-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
KR20120065464A (ko) * 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
CN105339519B (zh) * 2013-06-27 2018-01-30 现代制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006509912A (ja) 2002-12-17 2006-03-23 ティッセンクルップ シュタール アクチェンゲゼルシャフト 鋼生成物の製造方法
JP2005015909A (ja) * 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP4235077B2 (ja) 2003-06-05 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度低比重鋼板とその製造方法
JP2005120399A (ja) 2003-10-14 2005-05-12 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2006118000A (ja) 2004-10-21 2006-05-11 Nippon Steel Corp 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
JP2006176843A (ja) 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2007084882A (ja) * 2005-09-22 2007-04-05 Tohoku Univ 低加工硬化型鉄合金
KR20130034727A (ko) * 2011-09-29 2013-04-08 현대자동차주식회사 저비중강판용 합금 및 그 제조방법

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017203346A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203311A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
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
WO2017203345A1 (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
CN109154055A (zh) * 2016-05-24 2019-01-04 安赛乐米塔尔公司 经冷轧和退火的钢板、其制造方法以及这样的钢用以制造车辆部件的用途
JP2019522723A (ja) * 2016-05-24 2019-08-15 アルセロールミタル 冷間圧延され及び焼鈍された鋼板、その製造方法、並びに自動車部品を製造するためのそのような鋼の使用
RU2704983C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-01 Арселормиттал Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
RU2707775C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-29 Арселормиттал Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
US10995381B2 (en) 2016-05-24 2021-05-04 Arcelormittal Method for producing a TWIP steel sheet having an austenitic microstructure
US11486017B2 (en) 2016-05-24 2022-11-01 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
RU2819765C1 (ru) * 2023-08-14 2024-05-23 Андрей Владимирович Чайкин Способ выплавки высокомарганцовистой стали методом переплава

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