CN115427601B - 热压用钢板以及热压成型体 - Google Patents

热压用钢板以及热压成型体 Download PDF

Info

Publication number
CN115427601B
CN115427601B CN202180029845.1A CN202180029845A CN115427601B CN 115427601 B CN115427601 B CN 115427601B CN 202180029845 A CN202180029845 A CN 202180029845A CN 115427601 B CN115427601 B CN 115427601B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
hot
ferrite
percent
steel sheet
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202180029845.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115427601A (zh
Inventor
藤中真吾
户田由梨
前田大介
菅谷聪
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN115427601A publication Critical patent/CN115427601A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115427601B publication Critical patent/CN115427601B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

该热压用钢板具有期望的化学组分，在金属组织中，板厚中央部的{112}<110>取向的极密度超过3.0，以面积率计，铁素体为5～95％，全部铁素体中的铁素体晶粒内包含硬质相的所述铁素体的个数比例为30％以上。

Description

热压用钢板以及热压成型体
技术领域
本发明涉及热压用钢板以及热压成型体。
本申请基于2020年9月17日于日本申请的特愿2020-156562号来主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
近年来，根据车身轻量化和提高碰撞安全性的要求，高强度钢板被应用于车身部件。由于车身部件通过冲压成型而成型，因此冲压成型性的提高、特别是形状冻结性的提高成为课题。因此，作为制造形状精度优异的高强度的车身部件的方法，热压工艺受到关注。
另外，近年来，正在研究在热压工艺中应用拼焊板的技术。拼焊板是指将板厚、化学组分、金属组织等不同的多张钢板通过利用焊接进行接合而制成一张钢板的板材。在拼焊板中，能够使接合而成的一张钢板中的特性局部地变化。例如，通过使某个部分具有高强度而抑制该部分的变形，通过使其他部分具有低强度而使该部分变形并能够吸收冲击。在强度较低的部分中，为了能够抑制变形时的断裂，要求延展性优异。
作为在热压工艺中应用拼焊板的技术，具有使用以下的拼焊板的技术：该拼焊板通过焊接将热压后具有低强度的钢板和热压后具有高强度的钢板进行接合而得到。作为热压后具有高强度的钢板，例如可以使用如专利文献1所公开的钢板。作为热压后具有低强度的钢板，以在热压中的模具冷却后具有低强度的方式对钢的化学组分进行调整即可。
应用于拼焊板的钢种之一有低碳钢。低碳钢由于碳含量低，因此具有在加热后被急速冷却也难以高强度化的特征。在专利文献2中，公开了将极低碳钢用作热压工艺的低强度材料。专利文献2中公开了以下技术：通过将钢板加热至Ac3点以上的温度后进行热压，制成以贝氏体和贝氏体铁素体为主相的金属组织，从而提高局部变形能力。专利文献2中公开了，根据该技术，在碰撞时车身部件在弯曲模式下变形时不易产生断裂，由塑性变形带来的冲击吸收能力优异。
近年来，作为具有高碰撞性能的高强度材料，具有小于1500MPa的拉伸强度的热压成型体受到关注。在这样的热压成型体中，为了在具有期望的强度的基础上充分抑制变形时的断裂，要求在热压后具有更高的延展性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-197213号公报
专利文献2：国际公开第2012/157581号
发明内容
发明要解决的技术问题
本发明鉴于上述实际情况而完成，其目的在于，提供具有高强度和优异的延展性的热压成型体、以及能够制造该热压成型体的热压用钢板。
用于解决技术问题的技术手段
本发明人等对提高热压成型体的延展性的方法进行了研究。结果发现，在热压成型体的金属组织中，通过增加存在于马氏体上的位错密度高的硬质相的面积率，能够提高热压成型体的延展性。
另外，本发明人等发现，在热压用钢板中，通过优选地控制化学组分，且使铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例增加，能够得到上述热压成型体。
本发明基于上述发现而得到，本发明的主旨如以下所述。
(1)本发明的一个方案的热压用钢板的化学组分以质量％计，含有：
C：0.060～0.200％、
Si：0.010～1.000％、
Mn：1.20～3.00％、
Al：0.010～0.500％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0％以上、小于0.020％、
Ti：0～0.100％、
Cr：0～0.50％、
B：0～0.0100％、
Mo：0～1.00％、
Co：0～2.00％、
Ni：0～0.50％、
V：0～0.10％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、以及
REM：0～0.0100％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
在金属组织中，
板厚中央部的{112}<110>取向的极密度超过3.0，
以面积率计，铁素体为5～95％，
全部铁素体中，在铁素体晶粒内包含硬质相的所述铁素体的个数比例为30％以上。
(2)上述(1)所记载的热压用钢板的所述化学组分，也可以以质量％计，含有以下成分构成的组中的一种或两种以上：
Nb：0.001％以上、小于0.020％、
Ti：0.010～0.100％、
Cr：0.05～0.50％、
B：0.0001～0.0100％、
Mo：0.01～1.00％、
Co：0.01～2.00％、
Ni：0.01～0.50％、
V：0.01～0.10％、
Ca：0.0005～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、以及
REM：0.0005～0.0100％。
(3)本发明的其他方案的热压成型体的化学组分以质量％计，含有：
C：0.060～0.200％、
Si：0.010～1.000％、
Mn：1.20～3.00％、
Al：0.010～0.500％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0％以上、小于0.020％、
Ti：0～0.100％、
Cr：0～0.50％、
B：0～0.0100％、
Mo：0～1.00％、
Co：0～2.00％、
Ni：0～0.50％、
V：0～0.10％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、以及
REM：0～0.0100％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
在金属组织中，
以面积率计，马氏体为80％以上，
存在于所述马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率为1.0％以上。
(4)上述(3)所记载的热压成型体的所述化学组分，也可以以质量％计，含有以下成分构成的组中的一种或两种以上：
Nb：0.001％以上、小于0.020％、
Ti：0.010～0.100％、
Cr：0.05～0.50％、
B：0.0001～0.0100％、
Mo：0.01～1.00％、
Co：0.01～2.00％、
Ni：0.01～0.50％、
V：0.01～0.10％、
Ca：0.0005～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、以及
REM：0.0005～0.0100％。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度和优异的延展性的热压成型体、以及能够制造该热压成型体的热压用钢板。
具体实施方式
以下，对本实施方式的热压用钢板以及热压成型体进行详细说明。首先，对本实施方式的热压用钢板的化学组分的限定理由进行说明。此外，在隔着“～”记载的数值限定范围中，下限值和上限值包含在该范围内。在表示为“小于”、“超过”的数值中，该值不包含在数值范围内。另外，关于化学组分的％全部是指质量％。
本实施方式的热压成型体的化学组分以质量％计，含有：C：0.060～0.200％、Si：0.010～1.000％、Mn：1.20～3.00％、Al：0.010～0.500％、P：0.100％以下、S：0.0100％以下、N：0.0100％以下、以及剩余部分：Fe及杂质。以下，对各元素进行说明。
C：0.060～0.200％
C是对热压成型体的强度和延展性造成较大影响的元素。若C含量过低，则不促进马氏体相变，热压成型体的强度变低，容易产生因强度不足导致的断裂。因此，C含量为0.060％以上。优选为0.080％以上、0.100％以上或0.120％以上。
另一方面，若C含量过高，则马氏体母相的硬度变得过高，热压成型体的延展性降低。因此，C含量为0.200％以下。优选为0.170％以下或0.150％以下。
Si：0.010～1.000％
Si是具有固溶强化能力的元素，是为了得到热压成型体的强度所需要的元素。若Si含量过低，则在热压成型体中不能得到期望的强度。因此，Si含量为0.010％以上。优选为0.100％以上、0.300％以上或0.500％以上。
另一方面，若Si含量过高，则铁素体相变过度进行，在热压成型体中不能得到期望量的马氏体。因此，Si含量为1.000％以下。优选为0.900％以下或0.800％以下。
Mn：1.20～3.00％
Mn是具有固溶强化能力的元素，为了得到热压成型体的强度而含有。若Mn含量过低，则铁素体相变过度进行而难以生成马氏体，在热压成型体中无法得到期望的强度。因此，Mn含量为1.20％以上。优选为1.40％以上或1.60％以上。
另一方面，若Mn含量过高，则钢的淬火性升高，在热压时的加热后，空冷中的铁素体的形状被抑制，由此热压成型体的延展性降低。因此，Mn含量为3.00％以下。优选为2.80％以下或2.60％以下。
Al：0.010～0.500％
Al是为了促进铁素体相变而重要的元素。若Al含量过低，则铁素体相变难以进行，在热压成型体中不能得到期望量的铁素体。因此，Al含量为0.010％以上。优选为0.020％以上或0.030％以上。
另一方面，若Al含量过高，则向铁素体的相变过度进行，在热压成型体中不能得到期望量的马氏体。因此，Al含量为0.500％以下。优选为0.450％以下或0.400％以下。
P：0.100％以下
P是具有固溶强化能力，为了在热压成型体中得到期望的强度而有效的元素。但是，若P含量过高，则热压成型体的延展性劣化。因此，P含量为0.100％以下。优选为0.080％以下、0.060％以下或0.050％以下。
P含量的下限没有特别规定，但出于利用P确保强度的观点，P含量也可以设为0.001％以上或0.005％以上。
S：0.0100％以下
S在钢中作为杂质而含有，是使钢脆化的元素。因此，S含量越少越优选。S含量为0.0100％以下。优选为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0040％以下。
S含量的下限没有特别规定，但若过度降低S含量则脱硫工序的成本增大，因此S含量也可以为0.0005％以上或0.0010％以上。
N：0.0100％以下
N是杂质元素，是在钢中形成氮化物而使热压成型体的延展性劣化的元素。若N含量过高，则钢中的氮化物粗大化，热压成型体的延展性劣化。因此，N含量为0.0100％以下。优选为0.0080％以下或0.0060％以下。
N含量的下限没有特别规定，但若过度降低N含量则制钢工序的成本增大，因此N含量也可以为0.0010％以上。
本实施方式的热压用钢板含有上述的元素，剩余部分可以由Fe及杂质构成。作为杂质，可例示从钢原料或废料及/或制钢过程中不可避免地混入的元素，或者在不阻碍本实施方式的热压成型体的特性的范围内被容许的元素。
为了提高各种特性，本实施方式的热压用钢板也可以含有以下所示的任意元素来替代Fe的一部分。为了降低合金成本，不需要有意地在钢中含有这些任意元素，因此这些任意元素的含量的下限均为0％。
Nb：0.001％以上、小于0.020％
Nb是抑制奥氏体的晶粒生长而使奥氏体晶粒细粒化，促进向铁素体的相变的元素。为了可靠地得到该效果，Nb含量优选为0.001％以上。
另一方面，若Nb含量过高，则上述效果饱和，并且成本增加。因此，Nb含量为小于0.020％。
Ti：0.010～0.100％
Ti是抑制奥氏体的晶粒生长而使奥氏体晶粒细粒化，促进向铁素体的相变的元素。为了可靠地得到该效果，Ti含量优选为0.010％以上。
另一方面，若Ti含量过高，则形成粗大的Ti硫化物、Ti氮化物以及Ti氧化物，钢板的成型性劣化。因此，Ti含量为0.100％以下。
Cr：0.05～0.50％
Cr也是提高钢的淬火性，促进马氏体的形成，为了提高热压成型体的强度而有效的元素。为了可靠地得到该效果，Cr含量优选为0.05％以上。
另一方面，若Cr含量过高，则可以成为破坏的起点的粗大的Cr碳化物大量形成。因此，Cr含量为0.50％以下。
B：0.0001～0.0100％
B是偏析于原奥氏体晶界，具有抑制铁素体相变的效果，有助于提高热压成型体的强度的元素。为了可靠地得到该效果，B含量优选为0.0001％以上。
另一方面，若B含量过高，则使热压成型体的延展性降低。因此，B含量为0.0100％以下。
Mo：0.01～1.00％
Mo在钢中形成碳化物，通过析出强化而使热压成型体的强度提高。为了可靠地得到该效果，Mo含量优选为0.01％以上。
另一方面，若Mo含量过高，则热压成型体的延展性降低。因此，Mo含量为1.00％以下。
Co：0.01～2.00％
Co通过固溶强化而使热压成型体的强度提高。为了可靠地得到该效果，Co含量优选为0.01％以上。
另一方面，若Co含量过高，则由上述作用带来的效果饱和，成本增加。因此，Co含量为2.00％以下。
Ni：0.01～0.50％
Ni使热压成型体的强度提高。为了可靠地得到该效果，Ni含量优选为0.01％以上。
另一方面，若Ni含量过高，则有时铸造性降低。因此，Ni含量为0.50％以下。
V：0.01～0.10％
V通过由析出物带来的强化、抑制奥氏体的晶粒生长而使奥氏体晶粒细粒化，从而使热压成型体的强度提高。为了可靠地得到该效果，V含量优选为0.01％以上。
另一方面，若V含量过高，则碳氮化物大量析出而钢板的成型性降低。因此，V含量为0.10％以下。
Ca：0.0005～0.0100％
Ca是具有将钢水脱氧而使钢健全化的(抑制在钢中产生气孔等缺陷的)作用的元素。为了可靠地得到该作用，优选将Ca含量设为0.0005％以上。
另一方面，若Ca含量过高则上述效果也饱和，因此Ca含量优选为0.0100％以下。
Mg：0.0005～0.0100％
Mg是具有将钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素。为了可靠地得到该效果，Mg含量优选为0.0005％以上。
另一方面，若Mg含量过高则上述效果也饱和，并引起成本的上升。因此，Mg含量优选为0.0100％以下。
REM：0.0005～0.0100％
REM是具有将钢水脱氧而使钢健全化的作用的元素。为了可靠地得到该效果，优选将REM含量设为0.0005％以上。
另一方面，若REM含量过高则上述效果也饱和，因此REM含量优选为0.0100％以下。
此外，在本实施方式中，REM是指由Sc、Y及镧系构成的合计17元素。在本实施方式中，所谓REM含量是指着这些元素的合计含量。
上述化学组分通过一般的分析方法来测定即可。例如，使用ICP-AES(InductivelyCoupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体-原子发射光谱法)测定即可。此外，对于C及S使用燃烧-红外线吸收法，对于N使用惰性气体熔融-热导法测定即可。另外，在热压用钢板或热压成型体在表面具备镀敷层的情况下，通过机械磨削除去表面的镀敷层后进行化学组分的分析即可。
接着，对本实施方式的热压用钢板的金属组织进行说明。
本实施方式的热压用钢板在金属组织中，板厚中央部的{112}<110>取向的极密度超过3.0，以面积率计，铁素体为5～95％，全部铁素体中，在铁素体晶粒内包含硬质相的所述铁素体的个数比例为30％以上。以下，对各规定进行详细说明。
此外，在本实施方式中，规定距表面为板厚1/4位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)的所述铁素体的面积率和所述铁素体的个数比例。
板厚中央部的{112}<110>取向的极密度：超过3.0
若板厚中央部的{112}<110>取向的极密度为3.0以下，则在热压成型体中不能得到期望的金属组织。因此，板厚中央部的{112}<110>取向的极密度为超过3.0。优选为3.5以上或4.0以上。上限没有特别限定，也可以为10.0以下。
此外，在本实施方式中，板厚中央部是指距表面为板厚的1/4深度～距表面为板厚的3/4深度的区域。
板厚中央部的{112}<110>取向的极密度通过以下方法取得。
在测定中使用将扫描电子显微镜和EBSD分析装置组合的装置以及TSL公司制造的OIM Analysis(注册商标)。根据使用由EBSD(Electron Back Scattering Diffraction：电子背散射衍射)法测定的取向数据和球面调和函数进行计算而计算出的、显示三维织构组织的晶体取向分布函数(ODF：Orientation Distribution Function)，求出{112}<110>取向的极密度。测定范围为距表面为板厚的1/4深度～距表面为板厚的3/4深度的区域。测定间距为5μm/步。
此外，{hkl}表示与轧制面平行的晶面，<uvw>表示与轧制方向平行的晶体方向。即，{hkl}<uvw>表示{hkl}朝向板面法线方向、<uvw>朝向轧制方向的晶体。
铁素体的面积率：5～95％
若铁素体的面积率小于5％，则在热压成型体中无法得到期望的金属组织，结果不能得到期望的延展性。因此，铁素体的面积率为5％以上。优选为30％以上、40％以上、50％以上或60％以上。
若铁素体的面积率超过95％，则在热压成型体中不能得到期望的金属组织。因此，铁素体的面积率为95％以下。优选为70％以下、60％以下、50％以下或40％以下。
剩余部分组织
铁素体以外的剩余部分组织是由马氏体、贝氏体以及珠光体的一种或两种以上构成的硬质相。硬质相的面积率优选合计为5％以上。优选为10％以上。硬质相的面积率的上限没有特别限定，可以为合计95％以下、90％以下、80％以下或70％以下。
金属组织的面积率的测定方法
以与表面成直角的板厚截面成为观察面的方式，从距离热压用钢板的端面10mm以上的位置采集样品。对观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)，对距表面为板厚1/4位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)处的30μm×30μm的区域进行至少3个区域的观察。通过对由该组织观察得到的组织照片进行图像分析，得到铁素体、珠光体以及贝氏体的各自的面积率。之后，对相同的观察位置进行Lepera腐蚀后，使用光学显微镜和扫描电子显微镜进行组织观察，对得到的组织照片进行图像分析，从而计算马氏体的面积率。
在上述的组织观察中，各组织通过以下方法进行鉴定。
马氏体是位错密度高、且在晶粒内具有块和团块这样的下部组织的组织，因此根据使用了扫描电子显微镜的电子通道衬度像，能够与其他金属组织进行区分。
将以下组织视为贝氏体：是板条状的晶粒的集合，在组织的内部不包含长径20nm以上的Fe系碳化物的组织中的不是马氏体的组织，以及在组织的内部包含长径20nm以上的Fe系碳化物、且该Fe系碳化物具有单一变体的、即是在同一方向上伸长的Fe系碳化物的组织。在此，在同一方向上伸长的Fe系碳化物是指Fe系碳化物的伸长方向的差异在5°以内的Fe系碳化物。
将块状的晶粒、且在组织的内部不包含板条等下部组织的组织视为铁素体。
将板状的铁素体和Fe系碳化物层状地重叠的组织视为珠光体。
铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例：30％以上
若全部铁素体中，在铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例小于30％，则在热压成型体的金属组织中，包含硬质相的铁素体晶粒的个数比例降低，结果不能得到优异的延展性。因此，铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例为30％以上。优选为40％以上、50％以上或60％以上。
铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例的上限没有特别限定，可以为100％以下或95％以下。
此外，在此所说的硬质相是指上述的剩余部分组织，是指马氏体、贝氏体以及珠光体的一种或两种以上。
铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例的测定方法
使用在上述的金属组织的面积率的测定中使用的组织照片，来测定全部铁素体的个数、以及在铁素体晶粒的内部包含硬质相(马氏体、贝氏体以及珠光体)的铁素体的个数。通过计算在铁素体晶粒的内部包含硬质相的铁素体的个数相对于全部铁素体的个数，得到铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例((在铁素体晶粒的内部包含硬质相的铁素体的个数/全部铁素体的个数)×100)。
本实施方式的热压用钢板也可以在单面或两面具有镀敷层。通过在表面具有镀敷层，热压后的热压成型体的耐腐蚀性提高，因此优选。
作为应用的镀敷，可例示出铝镀敷、铝-锌镀敷、铝-硅镀敷、热浸镀锌、电镀锌、合金化热浸镀锌等。
热压用钢板的板厚没有特别限定，出于车身轻量化的观点，优选为0.5～3.5mm。
以下，说明通过对上述热压用钢板进行热压而得到的本实施方式的热压成型体。本实施方式的热压成型体的化学组分视为与上述热压用钢板的化学组分相同，因此省略对化学组分的说明。
本实施方式的热压成型体在金属组织中，以面积率计，马氏体为80％以上，存在于所述马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率为1.0％以上。以下，对各规定进行说明。
此外，在本实施方式中，规定距表面为板厚1/4位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)的所述马氏体的面积率以及所述硬质相的面积率。
马氏体的面积率：80％以上
若马氏体的面积率小于80％，则在热压成型体中不能得到期望的强度。因此，马氏体的面积率为80％以上。优选为85％以上或90％以上。马氏体的面积率的上限没有特别限定，可以为100％以下或95％以下。
剩余部分组织
马氏体以外的剩余部分组织是铁素体、贝氏体以及珠光体的一种或两种。若铁素体的面积率小于1％，则有时不能得到优异的延展性。因此，铁素体的面积率可以为1％以上。更优选为2％以上。
贝氏体和珠光体的面积率的合计可以为15％以下或10％以下。
存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率为1.0％以上
GAIQ值越高，表示位错密度越低，GAIQ值越低，表示位错密度越高。因此，GAIQ值是能够反映晶粒的位错密度的参数。通过提高存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相、即位错密度高的硬质相的面积率，能够提高热压成型体的延展性。
若存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率小于1.0％，则不能得到优异的延展性。因此，存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率为1.0％以上。优选为1.2％以上、1.5％以上、2.0％以上、2.5％以上或3.0％以上。
存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率的上限没有特别限定，可以为10.0％以下或7.0％以下。
此外，GAIQ值为26000以下的硬质相包含马氏体和贝氏体。在本实施方式中，作为GAIQ值为26000以下的硬质相，可以包含马氏体和贝氏体的其中某一方或双方，并且，存在于马氏体上是指存在于铁素体晶粒、贝氏体晶粒、珠光体晶粒的内部以外的情况，换言之，是指存在于马氏体的板条边界、板条之间、板条内部、块边界和团块边界、以及原奥氏体晶界。
金属组织的面积率和存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率的测定方法
以与表面成直角的板厚截面成为观察面的方式，从距离热压成型体的端面10mm以上的位置(或避开端部的位置)采集样品。对观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀，使用光学显微镜和扫描电子显微镜(SEM)，对距表面为板厚1/4位置(距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域)处的30μm×30μm的区域进行至少3个区域的观察。通过对由该组织观察得到的组织照片进行图像分析，得到珠光体以及贝氏体的各自的面积率。之后，对相同的观察位置进行Lepera腐蚀后，使用光学显微镜和扫描电子显微镜进行组织观察，对得到的组织照片进行图像分析，从而计算马氏体的面积率。
在组织观察中，各组织通过与热压用钢板时相同的方法进行鉴定。
接着，以能够观察板厚截面的方式，从距离热压成型体的端面10mm以上的位置(或避开端部的位置)切出样品。使用#600至#1500的碳化硅纸对该样品的板厚截面进行研磨后，使用将粒度1～6μm的金刚石粉末分散在醇等稀释液或纯水中的液体抛光成镜面。接着，在室温下使用不含碱性溶液的胶体二氧化硅研磨8分钟，除去导入样品的表层的应变。
在样品的板厚截面的长度方向的任意位置，通过电子背散射衍射法，以0.1μm的测定间隔，对于长度50μm、距表面为板厚的1/8深度～距表面为板厚的3/8深度的区域，得到晶体取向信息。在测定中使用由热场发射型扫描电子显微镜(JEOL制JSM-7001F)和EBSD检测器(TSL制DVC5型检测器)构成的EBSD装置。此时，EBSD装置内的真空度为9.6×10-5Pa以下，加速电压为15kV，照射电流等级为13，电子束的照射等级为62。
对于得到的晶体取向信息，使用EBSD装置附带的软件“OIM数据收集(OIM DataCollection)”功能、以及搭载于“OIM Analysis(注册商标)”的“晶粒平均取向差(GrainAverage Misorientation)”功能，得到晶粒平均图像质量(Grain Average ImageQuality)映射(GAIQ映射)。在得到的GAIQ映射中，将由晶体取向差为5°以上的晶界包围的区域定义为晶粒。将单位晶粒内的平均GAIQ值为42000以上的区域的视为铁素体，通过计算其面积率而得到铁素体的面积率。
另外，在得到的GAIQ映射中，测定存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率。由此，得到存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率。此外，马氏体通过上述方法鉴定。
本实施方式的热压成型体也可以在单面或两面具有镀敷层。通过在表面具有镀敷层，热压成型体的耐腐蚀性提高，因此优选。
作为应用的镀敷，可例示出铝镀敷、铝-锌镀敷、铝-硅镀敷、热浸镀锌、电镀锌、合金化热浸镀锌等。
热压成型体的板厚没有特别限定，出于车身轻量化的观点，优选为0.5～3.5mm。
本实施方式的热压成型体的拉伸(最大)强度可以为980～1400MPa。另外，本实施方式的热压成型体的总伸长率可以为7.0％以上。进而，本实施方式的热压成型体的拉伸强度与总伸长率之积(TS×El)可以为12000MPa·％以上。
拉伸强度和总伸长率通过从热压成型体采集JIS5号试验片，按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验而得到。
接着，对本实施方式的热压用钢板的优选的制造方法进行说明。本实施方式的热压用钢板的优选的制造方法具备以下工序。
将铸造速度设为0.80m/min以上而得到板坯。
将卷取温度设为500～700℃的温度范围来进行热轧而得到热轧钢板。
通过冷轧得到冷轧钢板后，将该冷轧钢板加热至750～Ac3点的温度范围并保持(第一次保持)，之后，以600～700℃的温度范围的平均冷却速度为15℃/s以下的方式进行冷却。接着，骤冷至300～500℃的温度范围，并在该温度范围内保持(第二次保持)。之后，骤冷至100℃以下的温度范围。
此外，在此所说的骤冷是指平均冷却速度超过15℃/s的冷却。
以下，对各工序进行说明。
铸造速度：0.80m/min以上
通过将铸造速度设为0.80m/min以上来制造板坯，能够促进钢中的Mn偏析。出于抑制板坯裂纹的观点，铸造速度也可以为3.00m/min以下。
卷取温度：500～700℃
通过将卷取温度设为500～700℃的温度范围来进行热轧，能够使Mn在碳化物中富集。热轧的其他条件没有特别限定，为一般的条件即可。另外，冷轧的条件也可以为一般的条件，累积压下率可以为30～70％。
第一次保持后，以平均冷却速度为15℃/s以下的方式进行冷却
冷轧后，对冷轧钢板进行加热并在二相区域、即750～Ac3点的温度范围内保持(第一次保持)后，以600～700℃的温度范围的平均冷却速度为15℃/s以下的方式进行冷却，由此能够在铁素体晶粒的内部残留Mn富集的硬质相。通过在上述温度范围内的保持，Mn未富集的未相变奥氏体相变为铁素体，但Mn富集的未相变奥氏体由于相变点降低，因此不进行铁素体相变而作为未相变奥氏体残留。
此外，第一次保持的保持时间可以为10～300秒。另外，在本实施方式中，平均冷却速度是指将冷却开始时的表面温度和冷却停止时的表面温度的温度差除以从冷却开始时到冷却停止时的时间差而得到的值。
另外，Ac3点可以通过下式求出。
Ac3(℃)＝910-203×C0.5+66×Si-25×Mn+700×P-11×Cr+109×Al+400×Ti-15.2×Ni+104×V+31.5×Mo
上述式中的元素符号表示各元素的以质量％计的含量，在不含有该元素的情况下代入0。
骤冷后，进行第二次保持，并进一步骤冷
以600～700℃的温度范围的平均冷却速度为15℃/s以下的方式进行冷却后，骤冷至300～500℃的温度范围，并在该温度范围内保持(第二次保持)，之后进一步骤冷。由此，能够使铁素体晶粒内残留的碳化物相变为硬质相。结果，能够提高铁素体晶粒内包含硬质相的铁素体的个数比例。
此外，第二次保持的保持时间可以为10～600秒。
通过以上说明的制造方法，能够稳定地制造本实施方式的热压用钢板。此外，除了上述制造方法之外，也可以具备在热压用钢板的单面或两面形成镀敷层的工序。
接着，对本实施方式的热压成型体的优选的制造方法进行说明。本实施方式的热压成型体的制造方法具备以下工序。
将热压用钢板加热至Ac3点以上的温度范围并保持。
以平均冷却速度为30℃/s以上的方式冷却至100℃以下的温度范围。
以下，对各工序进行说明。
加热温度及保持温度：Ac3点以上
通过将上述热压用钢板加热至Ac3点以上的温度范围并保持，能够充分进行奥氏体化。Ac3点以上的温度范围中的保持时间没有特别限定，例如可以为10～300秒。在Ac3点以上的温度范围内进行保持后，进行热压。
至100℃以下的温度范围的平均冷却速度：30℃/s以上
通过以至100℃以下的温度范围的平均冷却速度为30℃/s以上的方式进行冷却，能够得到期望量的硬质相。结果，能够提高存在于马氏体上的GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率。至100℃以下的温度范围的冷却可以通过与模具的接触进行。
通过以上说明的方法，能得到本实施方式的热压成型体。本实施方式的热压用钢板由于强度比较低，因此被与在热压后具有高强度的钢板接合而制成拼焊板，进行热压而成型为车身部件。该车身部件通过由低强度材料和高强度材料构成的拼焊板被热压而制造，因此成为具有低强度的部分和高强度的部分的部件。
制造拼焊板时的焊接方法可以考虑激光焊接、缝焊、电弧焊接、等离子焊接等各种方法，没有特别限定。另外，与低强度材料(本实施方式的热压用钢板)一起使用的高强度材料(在热压后具有高强度的钢板)也没有特别限定。这些根据所制造的车身部件适当选择即可。
本实施方式的热压用钢板不应用于拼焊板，仅使用该钢板来制造车身部件等也没有任何问题。制作通过点焊将拼片工件等钢板接合而重叠的坯料，并对该坯料进行热压也没有任何问题。
[实施例]
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于这一个条件例。本发明只要不脱离本发明的主旨，达到本发明的目的，就能够采用各种条件。
使用具有表1A和表1B所示的化学组分的板坯，在表2A～表2C所示的条件下，制造表2A～表2C所示的热压用钢板。接着，在表3A～表3C所示的条件下，得到表3A～表3C所示的热压成型体。
此外，板坯通过表2A～表2C所记载的铸造速度进行制造。在卷取后的冷轧中，累积压下率为30～70％。第一次保持的保持时间为10～300秒，第二次保持的保持时间为10～600秒。另外，以600～700℃的温度范围的平均冷却速度为表2A～表2C所记载的平均冷却速度的方式进行冷却后，骤冷至第二次保持温度。在第二次保持后，骤冷至100℃以下的温度范围。
进而，在热压时的加热中，将保持时间设为10～300秒。
通过上述的方法，测定了热压用钢板的金属组织、热压成型体的金属组织以及机械特性(拉伸强度以及总伸长率)。
拉伸强度为980～1400MPa的示例，认为具有高强度而判定为合格。另一方面，拉伸强度小于980MPa或超过1400MPa的示例，判定为不合格。
另外，总伸长率为7.0％以上、且拉伸强度和总伸长率之积(TS×El)为12000MPa·％以上的示例，认为延展性优异而判定为合格。另一方面，总伸长率小于7.0％的示例以及拉伸强度和总伸长率之积(TS×El)小于12000MPa·％的示例，认为延展性差而判定为不合格。
[表1A]
[表1B]
[表2A]
[表2B]
[表2C]
[表3A]
[表3B]
[表3C]
根据表1A～表3C，可知本发明例的热压成型体具有高强度和优异的延展性。
另一方面，可知比较例的热压成型体不具有高强度及/或优异的延展性。
工业可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供具有高强度和优异的延展性的热压成型体、以及能够制造该热压成型体的热压用钢板。

Claims (4)

1.一种热压用钢板，其特征在于，
化学组分以质量％计，含有：
C：0.060～0.200％、
Si：0.010～1.000％、
Mn：1.20～3.00％、
Al：0.010～0.500％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0％以上、小于0.020％、
Ti：0～0.100％、
Cr：0～0.50％、
B：0～0.0100％、
Mo：0～1.00％、
Co：0～2.00％、
Ni：0～0.50％、
V：0～0.10％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、以及
REM：0～0.0100％，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在金属组织中，
板厚中央部的{112}<110>取向的极密度超过3.0，
以面积率计，铁素体为5～95％，
全部铁素体中，在铁素体晶粒内包含硬质相的所述铁素体的个数比例为30％以上，
所述板厚中央部是指距表面为板厚的1/4深度～距表面为板厚的3/4深度的区域，
所述硬质相包含马氏体、贝氏体以及珠光体的一种或两种以上。
2.如权利要求1所述的热压用钢板，其特征在于，
所述化学组分以质量％计，含有以下成分构成的组中的一种或两种以上：
Nb：0.001％以上、小于0.020％、
Ti：0.010～0.100％、
Cr：0.05～0.50％、
B：0.0001～0.0100％、
Mo：0.01～1.00％、
Co：0.01～2.00％、
Ni：0.01～0.50％、
V：0.01～0.10％、
Ca：0.0005～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、以及
REM：0.0005～0.0100％。
3.一种热压成型体，其特征在于，
化学组分以质量％计，含有：
C：0.060～0.200％、
Si：0.010～1.000％、
Mn：1.20～3.00％、
Al：0.010～0.500％、
P：0.100％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.0100％以下、
Nb：0％以上、小于0.020％、
Ti：0～0.100％、
Cr：0～0.50％、
B：0～0.0100％、
Mo：0～1.00％、
Co：0～2.00％、
Ni：0～0.50％、
V：0～0.10％、
Ca：0～0.0100％、
Mg：0～0.0100％、以及
REM：0～0.0100％，
剩余部分由Fe及杂质构成；
在金属组织中，
以面积率计，马氏体为80％以上，
存在于所述马氏体上的晶粒平均取向差即GAIQ值为26000以下的硬质相的面积率为1.0％以上，
所述硬质相包含马氏体和贝氏体其中的某一方或双方。
4.如权利要求3所述的热压成型体，其特征在于，
所述化学组分以质量％计，含有以下成分构成的组中的一种或两种以上：
Nb：0.001％以上、小于0.020％、
Ti：0.010～0.100％、
Cr：0.05～0.50％、
B：0.0001～0.0100％、
Mo：0.01～1.00％、
Co：0.01～2.00％、
Ni：0.01～0.50％、
V：0.01～0.10％、
Ca：0.0005～0.0100％、
Mg：0.0005～0.0100％、以及
REM：0.0005～0.0100％。
CN202180029845.1A 2020-09-17 2021-07-14 热压用钢板以及热压成型体 Active CN115427601B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020156562 2020-09-17
JP2020-156562 2020-09-17
PCT/JP2021/026436 WO2022059321A1 (ja) 2020-09-17 2021-07-14 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115427601A CN115427601A (zh) 2022-12-02
CN115427601B true CN115427601B (zh) 2024-04-02

Family

ID=80776110

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180029845.1A Active CN115427601B (zh) 2020-09-17 2021-07-14 热压用钢板以及热压成型体

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7397381B2 (zh)
KR (1) KR20220147142A (zh)
CN (1) CN115427601B (zh)
WO (1) WO2022059321A1 (zh)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1914346A (zh) * 2004-03-31 2007-02-14 杰富意钢铁株式会社 高刚度高强度薄板钢及其制备方法
JP2008106352A (ja) * 2006-09-27 2008-05-08 Nippon Steel Corp 局部延性に優れた高ヤング率高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN109652741A (zh) * 2019-02-18 2019-04-19 安徽工业大学 一种晶粒取向纯铁及其生产方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4061213B2 (ja) 2002-07-12 2008-03-12 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工用鋼板
JP5347393B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
US10023925B2 (en) 2011-05-13 2018-07-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped article, method of producing hot stamped article, energy absorbing member, and method of producing energy absorbing member
US9523402B2 (en) 2013-02-08 2016-12-20 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Stainless steel brake disc and method for production thereof
JP2017186645A (ja) 2016-03-30 2017-10-12 株式会社神戸製鋼所 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板
WO2017169561A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2018033960A1 (ja) * 2016-08-16 2018-02-22 新日鐵住金株式会社 熱間プレス成形部材
US11313009B2 (en) 2017-07-07 2022-04-26 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN112513308A (zh) 2018-07-31 2021-03-16 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧镀覆钢板
MX2021009433A (es) 2019-02-15 2021-09-10 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo para producir la misma.
MX2022007980A (es) * 2020-01-16 2022-07-05 Nippon Steel Corp Carroceria estampada en caliente.

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1914346A (zh) * 2004-03-31 2007-02-14 杰富意钢铁株式会社 高刚度高强度薄板钢及其制备方法
JP2008106352A (ja) * 2006-09-27 2008-05-08 Nippon Steel Corp 局部延性に優れた高ヤング率高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN109652741A (zh) * 2019-02-18 2019-04-19 安徽工业大学 一种晶粒取向纯铁及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2022059321A1 (zh) 2022-03-24
JP7397381B2 (ja) 2023-12-13
CN115427601A (zh) 2022-12-02
WO2022059321A1 (ja) 2022-03-24
KR20220147142A (ko) 2022-11-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2823905B2 (en) Warm press forming method and automobile frame component
KR102119373B1 (ko) 핫 프레스용 강판 및 그 제조 방법, 그리고 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법
JPWO2019208556A1 (ja) 鋼部材およびその製造方法
JP5126844B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
JP6508176B2 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
CN113544296B (zh) 热冲压成形体
WO2017168948A1 (ja) ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材およびその製造方法
WO2021193632A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板
CN115151669B (zh) 热冲压成形体
CN113906152B (zh) 热压成型体
CN115135790A (zh) 热冲压用钢板及热冲压成形体
CN112840055B (zh) 薄钢板及其制造方法
CN114829649A (zh) 热轧钢板
CN114829652B (zh) 热压成形体
WO2022172993A1 (ja) ホットスタンプ成形体
CN115427601B (zh) 热压用钢板以及热压成型体
CN115398020B (zh) 热压用钢板及热压成形体
WO2021141006A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN115244204A (zh) 热轧钢板
WO2022079970A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板
JP2018178194A (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
CN114787405B (zh) 热压成形体
CN114829651A (zh) 热压成形体
CN113840937A (zh) 热冲压成型体及其制造方法
CN116997671A (zh) 热冲压用钢板及热冲压成型体

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant