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KR20180095671A - 우수한 성형성을 갖는 고강도 강 시트 및 그 제조 방법 - Google Patents

우수한 성형성을 갖는 고강도 강 시트 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR20180095671A
KR20180095671A KR1020187020618A KR20187020618A KR20180095671A KR 20180095671 A KR20180095671 A KR 20180095671A KR 1020187020618 A KR1020187020618 A KR 1020187020618A KR 20187020618 A KR20187020618 A KR 20187020618A KR 20180095671 A KR20180095671 A KR 20180095671A
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KR
South Korea
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steel sheet
temperature
hot
rolled steel
steel
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KR1020187020618A
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KR102230103B1 (ko
Inventor
엘레나 우타
베로니끄 에베르
Original Assignee
아르셀러미탈
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Publication date
Application filed by 아르셀러미탈 filed Critical 아르셀러미탈
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Abstract

냉간 압연 및 열처리된 강 시트는 0.17% ≤ 탄소 ≤ 0.24%, 1.9% ≤ 망간 ≤ 2.2%, 0.5% ≤ 규소 ≤ 1%, 0.5% ≤ 알루미늄 ≤ 1.2%, 여기서 Si + Al ≥ 1.3%, 0.05% ≤ 크롬 ≤ 0.2%, 0.015% ≤ 니오븀 ≤ 0.03%, 황 ≤ 0.003%, 인 ≤ 0.03% 및 선택적으로 0.005% ≤ 티타늄 ≤ 0.05%, 0.001% ≤ 몰리브덴 ≤ 0.05% 을 포함하는 조성을 갖고, 잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 코팅된 강 시트의 미세조직은, 면적 분율로, 오스테나이트상이 0.9 내지 1.1% 의 탄소 함량을 갖는 10 내지 20% 의 잔류 오스테나이트, 40 내지 55% 의 다각형 페라이트, 15 내지 40% 의 입상 베이나이트 및 5% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하고, 템퍼링된 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합은 20 내지 30% 이다.

Description

우수한 성형성을 갖는 고강도 강 시트 및 그 제조 방법
본 발명은 자동차의 제조에 사용하기에 적합한 기계적 특성이 우수한 강 시트 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 본 발명은 고강도 고성형성을 제공한다.
최근에는, 지구 환경 보전의 관점에서 연비와 탄소 배출량에 대한 강조가 커짐에 따라 자동차 중량의 감소가 필요하다; 결과적으로 더 높은 강도, 연신율 및 허용가능한 기계적 성질을 갖는 강 시트의 개발이 요구된다. 따라서, 자동차 강 부품은 한편으로는 높은 성형성 및 연성, 다른 한편으로는 높은 인장 강도와 같은 일반적으로 함께 얻기 어려운 것으로 간주되는 2가지 특성을 만족시키는 것이 요구된다.
집중된 연구와 개발 노력으로 재료의 강도를 높여 차량 중량을 줄였다. 반대로, 강 시트의 강도가 증가하면 성형성이 저하되므로, 높은 강도 및 높은 성형성을 갖는 재료의 개발이 필요하다.
따라서 TRIP (Transformation Induced Plasticity) 강과 같은 우수한 성형성을 갖는 고강도 강이 개발되었다. TRIP 강은 스트레인으로 점진적으로 변형되는 오스테나이트를 포함하는 복잡한 구조로 인해 기계적 강도와 성형성 사이에 양호한 균형을 제공한다. TRIP 강은 또한 마르텐사이트 및 오스테나이트 (MA) 및 베이나이트의 섬과 같은 콤포넌트 및 연성 콤포넌트인 페라이트를 포함할 수 있다. TRIP 강은 매우 높은 강화 능력을 가지므로 충돌시에 또는 자동차 부품의 성형 중에 변형이 잘 분산될 수 있게 한다. 따라서, 종래의 강으로 제조된 것만큼 복잡하지만 개선된 기계적 성질을 갖는 부품을 제조하는 것이 가능하며, 이는 다시 기계적 성능면에서 동일한 기능적 사양을 따르도록 부품의 두께를 감소시키는 것을 가능하게 한다. 따라서 이 강은 차량의 중량 감소 및 안전성 증가의 요건에 대한 효과적인 대응책이다. 열간 압연 또는 냉간 압연 강 시트의 분야에서, 이 유형의 강은 특히 자동차용 구조 및 안전 부품을 위한 적용을 가지고 있다. 강에 고강도 및 고성형성을 부여하여 고강도 및 고성형성 강종 및 고강도 및 고성형성 강 시트를 제조하는 방법이 다양하게 시도되고 있다.
US9074272 는 0.1-0.28% C, 1.0-2.0% Si, 1.0-3.0% Mn 의 화학 조성을 갖고 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 기술한다. 미세조직은 9 내지 17% 의 잔류 오스테나이트, 40 내지 65% 의 베이나이트계 페라이트, 30 내지 50% 의 다각형 페라이트 및 5% 미만의 마르텐사이트를 함유한다. 이는 우수한 연신율을 갖는 냉간 압연된 강 시트를 언급하지만, US9074272 에 기술된 발명은 다수의 구조용 자동차 부품에 대해 지금 요구되고 있는 900 MPa 의 인장 강도를 달성하지 못한다.
US 2015/0152533 은 C: 0.12-0.18%, Si: 0.05-0.2%, Mn: 1.9-2.2%, Al: 0.2-0.5%, Cr: 0.05-0.2%, Nb: 0.01-0.06%, P: 0.02% 이하, S: 0.003% 이하, N: 0.008% 이하, Mo: 0.1% 이하, B: 0.0007% 이하, Ti: 0.01% 이하, Ni: 0.1% 이하, Cu: 0.1% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 고강도 강을 제조하는 방법을 개시하고 있다. 강 시트는 50-90 부피% 의 페라이트 (베이나이트계 페라이트 포함), 5-40 부피% 의 마르텐사이트, 15 부피% 이하의 잔류 오스테나이트 및 10 부피% 이하의 다른 구조 성분으로 이루어진 미세조직을 갖는다. US2015/0152533 에 개시된 강이 상당한 양의 마르텐사이트 (즉, 40% 이하) 를 함유한다고 하여도, 이 강은 900 MPa 의 인장 강도 수준을 달성하지 못한다.
또한 문헌 JP 2001/254138 은 0.05-0.3% 의 C, 0.3-2.5% 의 Si, 0.5-3.0% 의 Mn 및 0.001-2.0% 의 Al 의 화학 조성을 갖고 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 기술하고 있다. 이 조직은 탄소의 질량 농도가 1% 이상이고 부피 분율이 3 내지 50% 인 잔류 오스테나이트 및 50 내지 97% 양의 페라이트를 함유한다. 이 발명은 자동차용 복합 구조 부품을 형성하기 위해 높은 연성과 관련된 특정한 기계적 강도를 필요로 하는 강을 제조하는데 사용될 수 없다.
또한 EP2765212 는 마르텐사이트 면적율 5-70%, 잔류 오스테나이트의 면적율 5-40%, 상부 베이나이트 중의 베이나이트계 페라이트의 면적율 5% 이상, 그 합계가 40% 이상인 미세조직을 갖고 마르텐사이트의 25% 이상이 템퍼링된 마르텐사이트이고 다각형 페라이트 면적율이 10% 초과 50% 미만인 우수한 연성 및 신장 플랜 지성을 갖는 고강도 강 시트를 제안하고 있다.
따라서, 전술한 문헌들의 견지에서, 본 발명의 목적은 복잡한 자동차 부품 및 부재를 제조하기 위해 현재의 자동차 제조 프랙티스에 맞추기 위한 용량으로 더 큰 중량 감소를 얻을 수 있게 하는 강 시트를 제공하는 것이다.
본 발명의 목적은, 하기의 것을 동시에 가지는 이용가능한 냉간-압연 강 시트를 제조함으로써 이들 문제를 해결하는 것이다:
- 980 MPa 이상, 바람직하게는 1050 MPa 초과 또는 1100 MPa 초과의 최대 인장 강도 TS,
- 550 MPa 초과의 항복 강도,
- 0.60 이상의 항복 비,
- 17% 이상, 바람직하게는 19% 초과의 총 연신율 TE,
- 18% 이상의 구멍 확장 비율 (ISO 표준 16630:2009 에 따라 측정됨).
바람직하게는, 이러한 강은 성형, 특히 압연에 대한 양호한 적합성, 양호한 용접성 및 양호한 코팅성을 갖는다.
본 발명의 다른 목적은 액체 금속 취화 균열에 대한 내성이 우수한 강을 제조하는 것이다.
본 발명의 또 다른 목적은 제조 파라미터의 약간의 작은 변화에 대하여 너무 민감하지 않으면서 종래의 산업적 응용과 양립할 수 있는 시트의 제조 방법을 이용가능하게 만드는 것이다.
도 1 은 본 발명 강의 미세조직을 나타내는 현미경 사진이다; 템퍼링된 마르텐사이트 및 오스테나이트는 흐릿한 구성요소로 나타나고 나머지 부분은 페라이트 및 입상 베이나이트이다.
도 2a 는 본 발명의 강 시트에서의 템퍼링된 마르텐사이트의 균질 분포를 도시하고, 도 2b 는 기준 강 시트에서의 마르텐사이트의 비균질 분포를 도시한다.
본 발명에 따른 강 시트는 후술되는 특정 조성을 나타낸다.
탄소는 본 발명의 강에 0.17% 내지 0.24% 존재한다. 탄소는 TRIP 효과를 통해 미세조직의 형성에서 그리고 강도 및 연성에서 중요한 역할을 한다: 탄소가 0.17% 미만일 때는 상당한 TRIP 효과를 얻는 것이 불가능하다. 0.24% 초과에서는, 용접성이 저하된다. 탄소 함량은 유리하게는 고강도 및 고연신율을 동시에 얻도록 0.20 내지 0.24% 를 포함한다.
현재의 강에는 망간이 1.9% 내지 2.2% 첨가된다. 망간은 페라이트에서 고용체 치환에 의한 경화를 제공하는 원소이다. 요구되는 인장 강도를 얻기 위해서는 최소 1.9 중량% 의 함량이 필요하다. 그럼에도 불구하고, 2.2% 를 초과하면, 망간은 베이나이트의 형성을 지연시키고, 추후 단계에서 잔류 오스테나이트가 아닌 마르텐사이트로 변형되는 저감된 양의 탄소를 갖는 오스테나이트의 형성을 더욱 향상시키며, 이는 요구된 특성에 유해하다.
규소는 본 발명의 강에 0.5% 내지 1% 의 양으로 첨가된다. 규소는 안정화를 위해 오스테나이트에 탄소를 집중시키는 것을 가능하게 하는 일차 냉각에 이어지는 균등화 단계 동안에 탄화물의 침전을 늦춤으로써 미세조직의 형성에 중요한 역할을 한다. 규소는 알루미늄과 조합되어 효과적인 역할을 하며, 특정 특성과 관련하여 0.5% 이상의 함량 수준에서 최상의 결과가 얻어진다. 그러나, 1% 보다 많은 양으로 규소를 첨가하면, 제품의 표면에 부착되는 산화물의 형성을 촉진함으로써 용융 코팅성에 악영향을 미쳐서 용접성을 감소시킨다. 이는 또한, 스폿 용접 중에 오스테나이트 결정입계로의 액체 Zn 침투에 의한 액체 금속 취화를 초래할 수 있다. 1% 이하의 함량은 양호한 코팅성뿐만 아니라 용접에 대해 매우 양호한 적합성을 동시에 제공한다. 규소 함량은 베이나이트 대신에 취성 마르텐사이트의 형성을 제한하기 위해 바람직하게는 0.7 내지 0.9% 일 수 있다.
알루미늄은 탄화물의 침전을 크게 늦추고 잔류 오스테나이트를 안정화시킴으로써 본 발명에서 중요한 역할을 한다. 이 효과는 알루미늄 함량이 0.5% 내지 1.2% 로 포함될 때에 얻어진다. 바람직하게는 알루미늄 함량은 0.7% 이상, 0.9% 이하일 수 있다. 또한, 높은 수준의 Al 은 내화재료의 부식을 증가시키고 압연의 상류에서 강을 주조하는 동안에 노즐을 막히게 할 위험이 있다고 일반적으로 생각된다. 또한 알루미늄은 네거티브 편석에 의해 매크로 편석을 유발할 수 있다. 과량의 경우, 알루미늄은 고온 연성을 감소시키고 연속 주조 중에 결함이 나타날 위험성을 증가시킨다. 주조 조건을 주의깊게 제어하지 않으면, 미크로 및 매크로 편석 결함으로 인해 어닐링된 강 시트에 중앙 편석이 발생한다. 이 중앙 밴드는 주변 매트릭스보다 더 단단하며, 재료의 성형성에 악영향을 미친다.
전술한 개별적인 제한 외에도, 알루미늄 및 규소의 합계는 1.3% 이상, 바람직하게는 1.4% 이상이어야 하는데, 그 이유는 양 원소가 잔류 오스테나이트의 안정화에 상승적으로 기여하여 어닐링 사이클 동안에, 더 구체적으로는 베이나이트 변태 동안에 탄화물의 침전을 상당히 늦추기 때문이다. 이는 탄소에 의한 오스테나이트의 부화를 얻는 것을 가능하게 하여, 강 시트에 있어서 실온에서의 안정화를 가져온다.
또한, 본 발명자들은, Si/10 > 0.30% - C (Si 및 C 는 중량% 로 표시) 일 때에, LME (liquid metal embrittlement phenomenon: 액체 금속 취화 현상) 에 기인하여, 규소가 코팅 시트의 스폿 용접에 대해, 특히 아연도금 또는 합금도금 또는 전기 아연도금 시트에 해롭다는 것을 발견했다. LME 가 발생하면 용접 조인트의 용접 금속에서 그리고 열영향부에서 결정입계에 균열이 발생한다. 따라서, 특히 시트가 코팅되어야 하는 경우에는 (C + Si/10) 은 0.30% 이하로 유지되어야 한다.
본 발명자들은 또한, LME 발생을 줄이기 위해서는, 고려되는 조성의 도메인에 대해, Al 함량이 6(C+Mn/10) - 2.5% 이상이어야 함을 발견했다.
크롬은 0.05% 내지 0.2% 의 양으로 본 발명의 강에 첨가된다. 망간처럼 크롬은 마르텐사이트 형성을 촉진시키는 담금질성을 증가시킨다. 크롬 함량이 0.05% 보다 높으면, 요구되는 인장 강도에 도달하는 것이 유용하다. 그러나, 크롬 함량이 0.2% 보다 높으면, 베이나이트 형성이 지연되고, 따라서 균등화 단계 동안에 오스테나이트가 탄소에 충분히 농축되지 않는다; 실제로 이 오스테나이트는 주위 온도로 냉각되는 동안에 다소 전적으로 마르텐사이트로 변형되고, 연신율이 너무 낮다. 따라서, 크롬 함량은 0.05 내지 0.2% 이다.
니오븀은 0.015 내지 0.03 의 양으로 본 발명의 강에 첨가되어 석출 경화에 의해 강도를 부여하기 위해 탄질화물의 형성을 유발한다. 니오븀은 가열 동안에 재결정을 지연시키기 때문에, 유지 온도의 끝에서 그리고 그 결과로서 전체 어닐링 이후에 형성된 미세조직은 더 미세화되어 제품의 경화를 초래한다. 그러나, 니오븀 함량이 0.03% 를 초과하면, 탄질화물이 다량 형성되고, 강의 연성을 저하시키는 경향이 있다.
티타늄은 본 발명의 강에 0.005% 내지 0.05% 의 양으로 첨가될 수 있는 임의의 원소이다. 니오븀처럼, 티타늄은 침전되어 탄질화물을 형성하고 경화에 기여한다. 그러나 티타늄은 또한, 주조 제품의 응고 동안에 나타나는 큰 TiN 의 형성에 관여한다. 따라서, 구멍 확장에 해로운 거친 TiN 을 회피하기 위해 티타늄의 양은 0.05% 로 제한된다. 티타늄 함량이 0.005% 미만으로 첨가되는 경우에는, 본 발명의 강에 어떠한 영향도 주지 않는다.
몰리브덴은 본 발명의 강에 0.001% 내지 0.05% 의 양으로 첨가될 수 있는 임의의 원소이다. 몰리브덴은 담금질성을 높이고 베이나이트 형성을 지연시키고 베이나이트에서의 탄화물 침전을 회피하는데 효과적인 역할을 할 수 있다. 그러나, 몰리브덴의 첨가는 합금 원소의 첨가 비용을 과도하게 증가시키므로, 경제적 인 이유로 그 함량은 0.05% 로 제한된다.
본 발명의 황 함량은 가능한 낮게 유지되어야 한다; 따라서 본 발명에서 황의 함량은 0.004% 이하이다. 0.004% 이상의 황 함량은 MnS (황화 망간) 와 같은 황화물의 과도한 존재로 인해 연성을 감소시키며, 이는 강의 가공성을 감소시키고 또한 균열 발생의 원인이 된다.
인은 본 발명의 강에 0.03% 이하의 양으로 존재할 수 있다. 인은 고용체에서 경화하지만 고온 연성 및 스폿 용접에 대한 적합성을 크게 감소시키는 원소이다. 이러한 이유로, 양호한 고온 연성 및 스폿 용접에 대한 양호한 적합성을 얻기 위해서, 인의 함유량은 0.03% 로 제한되어야 한다.
본 발명의 강 시트는 양이 면적 분율로 주어진 여러 상을 포함하는 특정 미세조직을 나타낸다.
다각형 페라이트 성분은 본 발명의 강에 향상된 연신율을 부여하고, 요구되는 수준에서 연신율 및 구멍 확장 비율을 보장한다. 다각형 페라이트는 부드럽고 본질적으로 연성인 성분이다. 이는 낮은 고용체 탄소 함량 및 매우 낮은 전위 밀도를 갖기 때문에 냉각 단계에서 형성되는 규칙적인 페라이트와 구별될 수 있다. 다각형 페라이트는 최소 40% 의 양으로 그리고 최대 55% 의 수준으로 존재해야 한다. 다각형 페라이트는 템퍼링된 마르텐사이트와 같은 존재하는 다른 경질 상과 비교하여 그 부드러움 때문에 그리고 0.005% 정도로 낮을 수 있는 다각형 페라이트에 존재하는 탄소의 매우 제한된 양 때문에 본 발명에 연신을 부여한다. 또한 전위 밀도가 낮기 때문에 구멍 확장 비율에 기여한다. 이 다각형 페라이트는 임계간 어닐링에 상당하는 온도에서의 가열 및 유지 중에 주로 형성된다. 일정량의 규칙적인 페라이트가 냉각 중에 형성될 수 있지만, 망간 함량 때문에, 냉각 단계에서 나타나는 규칙적인 페라이트 함량은 항상 5% 미만이다.
본 발명의 강에 존재하는 입상 베이나이트는 본 발명의 입상 베이나이트가 매우 낮은 탄화물 밀도를 갖기 때문에 종래의 베이나이트 조직과 구별된다. 여기서 낮은 탄화물 밀도는 100 ㎛2 의 면적 단위당 100 개 이하의 탄화물을 의미한다. 전위 밀도가 높기 때문에 (1015/m-2 근방), 이 입상 베이나이트는 다각형 페라이트와 반대로 본 발명의 강에 고강도를 부여한다. 입상 베이나이트의 양은 15 내지 40% 이다.
잔류 오스테나이트는 10 내지 20% 의 양으로 구성성분으로서 존재하며, TRIP 효과를 보장하기 위한 필수 성분이다. 본 발명의 잔류 오스테나이트는 0.9 내지 1.1% 의 탄소 백분율을 갖는데, 이는 실온에서 오스테나이트를 안정화시키고 TRIP 효과를 향상시키는데 중요한 역할을 하고, 이는 본 발명에 적절한 성형성을 제공한다. 또한, 탄소가 풍부한 잔류 오스테나이트는 오스테나이트에서의 탄소의 용해도가 높기 때문에 입상 베이나이트의 형성에 기여하고, 이는 베이나이트에서의 탄화물의 생성을 지연시킨다. 바람직한 실시형태에서, 이러한 잔류 오스테나이트의 평균 입자 크기는 2 ㎛ 보다 작다. 잔류 오스테나이트는 시그마메트리 (sigmametry) 라고 불리우는 자기 방법으로 측정되는데, 이는 강자성체인 다른 상들과는 달리 상자성인 오스테나이트를 불안정하게 하는 열처리 전후의 강의 자기 모멘트를 측정하는 것으로 이루어진다.
또한, 본 발명의 강은 적어도 5% 의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하는데, 이는 일차 오스테나이트 입자로부터 발생된 각 입자 내부에서 일 방향으로 길게 연장된 미세한 라스들 (laths) 로 구성되는 성분이고, <111> 방향을 따르는 라스들 사이에는 미세한 강 탄화물이 침전된다. 이러한 마르텐사이트의 템퍼링은 마르텐사이트와 페라이트 또는 베이나이트 사이의 경도 갭의 감소로 인하여 항복 강도를 증가시키는 것을 허용하고, 동일한 이유로 그리고 마르텐사이트의 감소로 인해 구멍 확장 비율을 증가시킨다. 템퍼링된 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계의 함량은 20 내지 30%, 바람직하게는 25 내지 30% 이다. 템퍼링된 마르텐사이트 및 오스테나이트는 마르텐사이트-오스테나이트 섬의 형태로 존재할 수도 있거나 또는 개별적으로 별개의 미세조직의 형태로 존재할 수도 있다. 본 강은, 비템퍼링된 마르텐사이트가 경질 상이며 그에 따라 강의 항복 강도를 감소시키고 또한 본 발명의 강의 성형성을 감소시키므로, 임의의 비템퍼링된 마르텐사이트를 함유하지 않는다.
본 발명의 바람직한 실시형태에서, 템퍼링된 마르텐사이트 함량의 분포의 균질성은 다음과 같은 방식으로 특성화된다: 템퍼링된 마르텐사이트 분율 (TM) 은 강 시트에서 50×50 ㎛2 의 임의의 영역에서 측정되고 평균 분율 (TM*) 과 비교된다. 템퍼링된 마르텐사이트의 분포는 |(TM)-(TM*)| ≤ 1.5% 이면 균질로 규정된다. 이러한 균질한 분배는 구멍 확장 비율을 향상시킨다.
본 발명에 따른 강 시트는 임의의 적합한 프로세스에 의해 제조될 수 있다. 그러나, 이하에 설명하는 프로세스를 이용하는 것이 바람직하다.
반제품의 주조는 잉곳의 형태로 또는 얇은 슬래브 또는 얇은 스트립의 형태로 수행될 수 있으며, 두께는 슬래브의 경우 약 220 mm 에서 얇은 스트립 또는 슬래브의 경우 수십 밀리미터까지이다.
간략화를 위해, 아래의 설명은 반제품으로서의 슬래브에 초점을 맞출 것이다. 전술한 화학 조성을 갖는 슬래브는 연속 주조에 의해 제조되며, 본 발명의 제조 방법에 따라 추가 가공을 위해 제공된다. 여기서, 슬래브는 연속 주조 동안 고온으로 사용될 수 있거나, 먼저 실온으로 냉각된 다음에 재가열될 수도 있다.
열간 압연되는 슬래브의 온도는 바람직하게 Ac3 점 이상이고 적어도 1000℃ 이상이고, 1280℃ 이하이어야 한다. 여기에 언급된 온도는 슬래브의 모든 지점에서 오스테나이트 범위에 도달하는 것을 보장하도록 규정되어 있다. 슬래브의 온도가 1000℃ 보다 낮은 경우, 압연 밀에 과도한 하중이 가해지고, 또한, 강의 온도가 압연 중에 페라이트 변태 온도로 저하될 수도 있다. 따라서, 압연이 완전한 오스테나이트 구역에 있음을 보장하기 위해, 재가열은 1000℃ 이상에서 수행되어야 한다. 또한, 거친 페라이트 입자를 초래하여 열간 압연 중에 입자의 재결정 능력을 감소시키는 오스테나이트 입자의 부적당한 성장을 회피하기 위해 온도는 1280℃ 를 초과해서는 안된다. 또한, 1280℃ 초과의 온도는 열간 압연 중에 유해한 두꺼운 층 산화물의 형성 위험을 높인다. 마무리 압연 온도는 850℃ 이상이어야 한다. 열간 압연 대상인 강이 완전한 오스테나이트 구역에서 압연되는 것을 보장하기 위해 Ar3 점보다 높은 마무리 압연 온도를 갖는 것이 바람직하다.
이어서, 이러한 방식으로 얻어진 열간 압연된 강 시트는 본 발명의 필수적인 미세조직을 얻기 위해 35 내지 55℃/s 의 냉각 속도로 580℃ 이하의 권취 온도까지 냉각되는데, 그 이유는 냉각 속도의 이러한 범위가 베이나이트의 형성에 도움이 되기 때문이다. 냉각 속도는 마르텐사이트의 과도한 형성을 회피하기 위해 55℃/s 를 초과해서는 안된다. 권취 온도는 580℃ 이하이어야 하는데, 그 이유는 이 온도보다 높으면 미크로 편석과 입자간 산화가 심화될 위험이 있기 때문이다. 본 발명의 열간 압연된 강 시트의 바람직한 권취 온도는 450 내지 550℃ 이다.
이어서, 열간 압연된 강 시트는 바람직하게는 125℃/h 이하의 냉각 속도로 실온으로 냉각된다.
그 후, 스케일을 제거하기 위해 열간 압연된 강 시트에 대해 산세가 수행되고, 열간 압연된 시트는 전형적으로 30 내지 90% 의 두께 감소로 냉간 압연된다.
냉간 압연 공정에서 얻어진 냉간 압연된 강 시트는 본 발명의 강에 요구되는 기계적 특성 및 미세조직을 부여하도록 임계간 어닐링 및 후속의 다른 열처리 공정을 거친다.
냉간 압연된 강 시트는 페라이트 대 오스테나이트의 비율이 60:40 내지 35:65 가 되도록 1 내지 20℃/s, 바람직하게는 2℃/s 보다 큰 가열 속도로 Ac1 내지 Ac3, 바람직하게는 780 내지 950℃ 의 균열 온도까지 연속적으로 어닐링된다. 균열은 바람직하게는 10초 초과 동안 수행되고, 600초 이하이어야 한다.
그 다음으로, 시트는 25℃/s 보다 높은 속도로 440 내지 480℃ 의 베이나이트 온도 변태 범위로 냉각되며, 이로써 30℃/s 이상의 냉각 속도가 선호된다. 이론에 구속되지는 않지만, 본 발명자들은 마르텐사이트 형성의 균질성이 주로 어닐링 이후의 이러한 높은 냉각 속도로 인한 것이라고 생각한다.
이어서, 강 시트는 베이나이트 형성을 유발시키도록 이 온도에서 20 내지 250초, 바람직하게는 30 내지 100초 동안 유지된다. 냉간 압연된 강 시트를 20초 미만으로 유지하면, 베이나이트의 양이 너무 적고 오스테나이트의 농축이 충분하지 않아 잔류 오스테나이트의 양이 10% 미만으로 된다. 250초를 초과하면, 베이나이트에서의 탄화물의 석출을 유발하여, 최종 냉각 전에 탄소에서 오스테나이트가 고갈된다. 440 내지 480℃ 에서 유지하는 것은 입상 베이나이트를 형성하고 탄소에서의 오스테나이트 농축을 촉진하기 위해 수행된다.
이어서, 용융 아연도금 (GI) 이 아연 또는 아연 합금 욕에 담금으로써 수행되는데, 그 온도는 440 내지 475℃ 일 수 있으며, 이어서 GI 생성물은 잔류 오스테나이트를 얻고 마르텐사이트 함량을 제한하기 위해 1 내지 20℃/s, 바람직하게는 5 내지 15℃/s 의 냉각 속도로 실온으로 냉각된다.
이어서, 아연도금된 강 시트는 배치 어닐링 (batch annealing) 처리를 받는다. 이 배치 어닐링 중에, 아연도금된 강 시트는 12 내지 250 시간 동안, 바람직하게는 12 내지 30 시간 동안 170 내지 350℃, 바람직하게는 170 내지 250℃ 의 온도로 가열된 후에, 실온으로 냉각된다. 이는 프레시 마르텐사이트를 효과적으로 템퍼링하기 위해 수행된다.
예
본원에 제시된 다음의 시험, 예시, 비유적 예시 및 표는 본질적으로 비제한적이고 단지 예시의 목적으로 고려되어야 하며, 본 발명의 유리한 특징을 나타내며, 대규모 실험후에 본 발명자들에 의해 선택된 공정 파라미터의 중요성을 설명하고 본 발명의 강에 의해 성취될 수 있는 특성을 확립할 것이다.
시험 샘플들의 강 시트들의 조성은 표 1 에 있으며, 여기서 강 시트들은 각각 표 2 에 모아진 공정 파라미터에 따라 제조된다. 표 3 은 얻어진 미세조직을 나타내고, 표 4 는 사용 특성의 평가 결과를 나타낸다.
측정 방법의 차이로 인하여, ISO 표준에 따른 구멍 확장 비율 HER 의 값은 JFS T 1001 (일본 철강 연맹 표준) 에 따른 구멍 확장 비율 λ 의 값과 매우 다르고 비교될 수 없다는 점이 강조되어야 한다. 인장 강도 TS 및 총 연신율 TE 는 2009년 10월에 발표된 ISO 표준 ISO 6892-1 에 따라 측정된다. 측정 방법의 차이로 인해, 특히 사용된 시험편의 기하학적 형태의 차이로 인해, ISO 표준에 따라 측정된 총 연신율 TE 의 값은 JIS Z 2201-05 표준에 따라 측정된 총 연신율의 값과 매우 상이하고, 특히 그보다 낮다.
표 1 - 강 조성
표 1 은 조성이 중량 백분율로 표시되는 강을 나타낸다. 강 조성 I1 내지 I6 이 본 발명에 따른 시트의 제조를 위한 것이고, 또한 이 표는 표에서 R1 내지 9 로 나타낸 참조 강 조성을 규정한다.
[표 1]
Figure pct00001
표 2 - 공정 파라미터
표 2 는 표 1 에 도시된 강 샘플에 구현된 어닐링 공정 파라미터를 상세하게 나타낸다. 표 1 은 또한 본 발명 강 및 참조 강의 베이나이트 변태 온도의 표를 나타낸다. 베이나이트 변태 온도의 계산은 다음을 사용하여 수행된다:
Bs=839-(86*[Mn]+23*[Si]+67*[Cr]+33*[Ni]+75*[Mo])-270*(1-EXP(-1,33*[C]))
Ac1 은 "Darstellung der Umwandlungen fur technische Anwendungen und Moglichkeiten ihrer Beeinflussung,　H.P. Hougardy, Werkstoffkunde Stahl Band 1, 198-231, Verlag Stahleisen, Dusseldorf, 1984" 에 기재된 식을 이용하여 계산된다:
Ac1 = 739 - 22*C - 7*Mn + 2*Si + 14*Cr + 13*Mo - 13*Ni.
이 식에서, Ac1 은 섭씨이고, C, Mn, Si, Cr, Mo 및 Ni 는 강의 C, Mn, Si, Cr, Mo 및 Ni 의 중량% 이다.
Ac3 은 Thermo-Calc® 소프트웨어를 사용하여 계산된다.
강 샘플들은 1000℃ 내지 1280℃ 의 온도로 가열되고 나서, 850℃ 이상의 마무리 온도로 열간 압연된 후에 580℃ 이하의 온도에서 권취되었다. 열간 압연된 코일은 30 내지 80% 의 두께 감소로 냉간 압연되었다. 이 냉간 압연된 강 시트들은 후술하는 열처리를 받았다. 그런 다음, 강 시트들은 460℃ 의 온도에서 아연 욕에서 용융 코팅되고 24 시간 동안 배치 어닐링을 받았다.
[표 2a]
Figure pct00002
[표 2b]
Figure pct00003
[표 2c]
Figure pct00004
표 3 - 미세조직
표 3 은 본 발명 강 및 참조 강의 미세조직 조성을 결정하기 위한 주사 전자 현미경과 같은 상이한 현미경들에서 표준에 따라 수행된 시험 결과를 나타낸다.
결과는 중량 퍼센트로 표현되는 잔류 오스테나이트의 탄소 함량을 제외하고 면적 비율로 규정된다. 모든 발명예들은 균질한 마르텐사이트 분배를 갖는 반면, 모든 비교예들은 비균질한 분배를 갖는 것으로 관찰되었다.
[표 3]
Figure pct00005
표 4 - 기계적 특성
표 4 는 본 발명 강 및 참조 강의 기계적 특성을 예시한다. 인장 시험은 NF EN ISO 6892-1 표준에 따라 수행된다. 구멍 확장 비율은 ISO16630:2009 에 따라 측정되며, 여기서 10 펀칭된 mm 의 샘플이 변형된다. 변형 및 균열 발생 후, 구멍 직경이 측정되고, HER% 는 100*(Df-Di)/Di 로 계산된다.
여기에는 표준에 따라 수행된 다양한 기계적 테스트의 결과가 다음 표에 요약되어 있다.
[표 4]
Figure pct00006
스폿 용접성과 관련하여, 본 발명에 따른 시트는 조성이 C + Si/10 ≤ 0.30% 인 경우에 낮은 LME 감도를 갖는다. 이는, 이러한 강재를 사용하면, 차체와 같은 저항 스폿 용접부를 포함하는 구조를 생산할 수 있다는 것을 의미하는데, 이 경우, 저항 스폿 용접부에서의 균열 수의 확률은 평균값이 저항 스폿 용접부당 5 개 미만이고 10 미만일 확률이 98% 이다.
특히, 적어도 2 개의 강 시트의 저항 스폿 용접부를 포함하는 용접 구조물은, 본 발명에 따른 방법에 의해 C + Si/10 ≤ 0.30% 및 Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2.5% 이고 또한 Zn 또는 Zn 합금으로 코팅된 제 1 강 시트를 제조하고, C + Si/10 ≤ 0.30% 및 Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2.5% 이도록 조성을 갖는 제 2 강 시트를 제공하고, 제 1 강 시트를 제 2 강 시트에 저항 스폿 용접함으로써 제조될 수 있다. 제 2 강 시트는, 예를 들어 본 발명에 따른 방법에 의해 제조될 수 있고, Zn 또는 Zn 합금으로 코팅될 수 있다.
따라서, LME 민감도가 낮은 용접 구조물이 얻어진다. 예를 들어, 적어도 10 개의 저항 스폿 용접부를 포함하는 이러한 용접 구조물에 대해, 저항 스폿 용접부당 평균 균열 수는 5 미만이다.
본 발명에 따른 저항 스폿 용접에 의해 선택적으로 용접된 강 시트는, 제조 공정 중에 높은 성형성을 제공하고 충돌시에 높은 에너지 흡수를 제공하기 때문에 자동차의 구조 부품의 제조에 이롭게 사용된다. 본 발명에 따른 저항 스폿 용접부는 또한, 용접 영역에 위치하는 균열의 최종 개시 및 전파가 훨씬 감소되기 때문에 자동차의 구조 부품의 제조에 이롭게 사용된다.

Claims (19)

  1. 코팅된 강 시트로서,
    상기 강 시트는 중량% 로 표시되는 하기의 원소들,
    0.17% ≤ 탄소 ≤ 0.24%,
    1.9% ≤ 망간 ≤ 2.2%,
    0.5% ≤ 규소 ≤ 1%,
    0.5% ≤ 알루미늄 ≤ 1.2%,
    여기서 Si + Al ≥ 1.3%,
    0.05% ≤ 크롬 ≤ 0.2%,
    0.015% ≤ 니오븀 ≤ 0.03%,
    황 ≤ 0.004%,
    인 ≤ 0.03%
    을 포함하고, 가능하게는, 하기의 선택적 원소들,
    0.005% ≤ 티타늄 ≤ 0.05%,
    0.001% ≤ 몰리브덴 ≤ 0.05%
    중의 하나 이상을 포함하는 조성을 갖고,
    잔부는 철 및 제련으로부터 기인한 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 코팅된 강 시트의 미세조직은, 면적 분율로, 오스테나이트상이 0.9 내지 1.1% 의 탄소 함량을 갖는 10 내지 20% 의 잔류 오스테나이트, 40 내지 55% 의 다각형 페라이트, 15 내지 40% 의 입상 베이나이트 및 5% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하고, 템퍼링된 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합은 20 내지 30% 인, 코팅된 강 시트.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 조성은 중량% 로 0.7% ≤ Si ≤ 0.9% 를 포함하는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 조성은 중량% 로 0.7% ≤ Al ≤ 0.9% 를 포함하는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  4. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    규소와 알루미늄 함량의 합계가 1.4% 를 초과하는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  5. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
    탄소 및 규소 함량은 C + Si/10 ≤ 0.30% 이도록 되어 있는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  6. 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
    알루미늄, 탄소 및 망간 함량은 Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2.5% 이도록 되어 있는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  7. 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 있어서,
    잔류 오스테나이트와 템퍼링된 마르텐사이트의 합이 25% 내지 30% 인 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  8. 제 1 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 시트의 50×50 ㎛2 의 임의의 영역에서 측정한 템퍼링된 마르텐사이트 분율 (TM) 및 평균 템퍼링된 마르텐사이트 분율 (TM*) 이 |(TM)-(TM*)| ≤ 1.5% 이도록 되어 있는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  9. 제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도가 980 MPa 이상이고, 균등 연신율이 17% 이상이고, ISO 표준 16630:2009 에 따라 측정된 구멍 확장 비율이 18% 이상인 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  10. 제 9 항에 있어서,
    인장 강도가 1000 MPa 내지 1100 MPa 이고, 구멍 확장 비율이 18% 내지 23% 인 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  11. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서,
    항복 강도가 550 MPa 초과이고, 항복 강도 대 인장 강도의 비율이 0.60 이상인 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  12. 제 1 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 시트는 용융 아연도금되는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
  13. 하기의 연속 단계들을 포함하는 코팅된 강 시트의 제조 방법:
    - 제 1 항 내지 제 6 항 중 어느 한 항에 따른 조성의 반제품을 제공하는 단계,
    - 상기 반제품을 1000℃ 내지 1280℃ 의 온도로 재가열하는 단계,
    - 열간 압연 종료 온도가 850℃ 이상인 오스테나이트 범위에서 상기 반제품을 완전히 압연하여, 열간 압연된 강 시트를 얻는 단계,
    - 상기 열간 압연된 강 시트를 35 내지 55℃/s 의 냉각 속도로 580℃ 이하의 권취 온도로 냉각하고, 상기 열간 압연된 강 시트를 권취하는 단계,
    - 상기 열간 압연된 강 시트를 실온으로 냉각하는 단계,
    - 상기 열간 압연된 강 시트를 산세척하는 단계,
    - 상기 열간 압연된 강 시트를 냉간 압연하여, 냉간 압연된 강 시트를 얻는 단계,
    - 이어서, 상기 냉간 압연된 강 시트를 1 내지 20℃/s 의 가열 속도로 600s 미만 동안 Ac1 내지 Ac3 의 균열 (soaking) 온도로 연속적으로 어닐링하는 단계,
    - 이어서, 상기 시트를 25 ℃/s 초과의 속도로 400 내지 480℃ 의 온도로 냉각하고, 상기 냉간 압연된 강 시트를 20 내지 250초 동안 유지하는 단계,
    - 상기 냉간 압연된 강 시트를 아연 또는 아연 합금 욕에서 용융 도금 (hot dipping) 에 의해 코팅하는 단계,
    - 상기 냉간 압연된 강 시트를 실온으로 냉각하는 단계,
    - 이어서, 코팅된 상기 냉간 압연된 강 시트를 1 내지 20 ℃/s 의 속도로 12 내지 250h 동안 170 내지 350℃ 의 균열 온도까지 배치 어닐링 (batch annealing) 하고, 이어서 상기 시트를 실온으로 냉각하는 단계.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 권취 온도는 베이나이트 변태 개시 온도 Bs 보다 낮은 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트의 제조 방법.
  15. 제 13 항 또는 제 14 항에 있어서,
    상기 균열 온도는 780℃ 내지 900℃ 이고, 균열은 10 내지 600s 동안 실시되는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트의 제조 방법.
  16. 제 13 항 내지 제 15 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 시트는 연속 어닐링 후에 30℃/s 초과의 냉각 속도로 400 내지 480℃ 의 온도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트의 제조 방법.
  17. 제 16 항에 있어서,
    상기 강 시트는 아연 또는 아연 합금 욕에서 코팅된 후에 20℃/s 미만의 냉각 속도로 냉각되는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트의 제조 방법.
  18. 제 13 항 내지 제 17 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 시트는 170℃ 내지 250℃ 에서 12 내지 30h 동안 배치 어닐링되는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트의 제조 방법.
  19. 제 1 항 내지 제 12 항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강 시트는 템퍼링되지 않은 마르텐사이트를 갖지 않는 것을 특징으로 하는 코팅된 강 시트.
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Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6749818B2 (ja) * 2016-02-29 2020-09-02 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019122978A1 (en) * 2017-12-21 2019-06-27 Arcelormittal Welded steel part used as motor vehicle part, hot pressed steel part, and method of manufacturing said welded steel part
CN108950405B (zh) * 2018-08-14 2020-02-18 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
WO2020058748A1 (en) * 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
CA3115030C (en) * 2018-11-30 2023-06-27 Arcelormittal Cold rolled annealed steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
JP2022520485A (ja) * 2019-02-18 2022-03-30 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 機械的特性が改善された高強度鋼
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture
WO2020245627A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020245626A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020250009A1 (en) * 2019-06-12 2020-12-17 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
PT3754036T (pt) * 2019-06-17 2022-04-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamento térmico de tira de aço laminada a frio de alta resistência
PT3754037T (pt) * 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
ES2911655T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
EP3754035B1 (en) * 2019-06-17 2022-03-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Method of heat treating a cold rolled steel strip
WO2021116741A1 (en) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021130523A1 (en) * 2019-12-24 2021-07-01 Arcelormittal Protective element for a battery pack of a hybrid or electric vehicle and process for the assembling of a reinforced battery pack
WO2021176249A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
CN111893379B (zh) * 2020-07-13 2022-01-18 首钢集团有限公司 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
WO2022018501A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN111996467B (zh) * 2020-09-28 2022-05-20 首钢集团有限公司 一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法
CN114763595B (zh) * 2021-01-15 2023-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法
CN114807736A (zh) * 2021-01-21 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种抗lme钢及抗lme钢板的制造方法
CN113416887B (zh) * 2021-05-21 2022-07-19 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级镀锌钢板及制备方法
CN115537645A (zh) * 2021-06-29 2022-12-30 宝山钢铁股份有限公司 一种trip钢及其制备方法、冷轧钢板和热镀锌钢板
CN114032452A (zh) * 2021-10-11 2022-02-11 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种高强塑积冷轧trip钢板及其制备方法
WO2024154830A1 (ja) * 2023-01-20 2024-07-25 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
CN116987974B (zh) * 2023-08-14 2024-04-09 东北大学 一种高强度高韧性的低磁导率中锰钢及其制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012251201A (ja) * 2011-06-02 2012-12-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板
WO2013144373A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
KR20140068207A (ko) * 2011-10-04 2014-06-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2015014026A (ja) * 2013-07-04 2015-01-22 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3924108B2 (ja) 2000-03-13 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 予加工後のハイドロフォーム成形性の優れた高強度鋼板の製造方法
JP4716359B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN101370954B (zh) * 2006-03-31 2010-10-06 株式会社神户制钢所 具有优良化成处理性的高强度冷轧钢板
US7979194B2 (en) 2007-07-16 2011-07-12 Cummins Inc. System and method for controlling fuel injection
JP5167487B2 (ja) * 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
JP5332981B2 (ja) 2009-07-08 2013-11-06 新日鐵住金株式会社 延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
BR112012018552B1 (pt) * 2010-01-26 2019-01-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a frio de alta resistência e método de produção da mesma
JP5719545B2 (ja) 2010-08-13 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
ES2589640T3 (es) 2011-08-09 2016-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en caliente con alto límite de elasticidad y excelente absorción de energía del impacto a baja temperatura y resistencia al ablandamiento de la ZAC y método para producir la misma
WO2013047808A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2013144377A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
WO2013182622A1 (de) 2012-06-05 2013-12-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
EP3075872A4 (en) 2013-11-29 2017-05-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed steel sheet member, method for producing same, and steel sheet for hot forming
JP6533528B2 (ja) 2014-04-15 2019-06-19 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ 高降伏強度を備えた冷間圧延平鋼製品の製造方法及び冷延平鋼製品

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012251201A (ja) * 2011-06-02 2012-12-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板
KR20140068207A (ko) * 2011-10-04 2014-06-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2013144373A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
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