CN1890394A - 汽车构造部件用钢材及其制造方法 - Google Patents

汽车构造部件用钢材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1890394A
CN1890394A CNA2004800369561A CN200480036956A CN1890394A CN 1890394 A CN1890394 A CN 1890394A CN A2004800369561 A CNA2004800369561 A CN A2004800369561A CN 200480036956 A CN200480036956 A CN 200480036956A CN 1890394 A CN1890394 A CN 1890394A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
quenching
steel
structural member
automobile
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.)
Granted
Application number
CNA2004800369561A
Other languages
English (en)
Other versions
CN100436629C (zh
Inventor
丰田俊介
坂田敬
佐藤昭夫
兼子鉉一
川口博史
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.)
JFE Steel Corp
Toyota Motor Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Toyota Motor 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 JFE Steel Corp, Toyota Motor Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN1890394A publication Critical patent/CN1890394A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100436629C publication Critical patent/CN100436629C/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

提供具有优良的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性以及腐蚀疲劳强度的钢材。技术手段为，对以质量％计，含有C：0.18～0.29％、Si：0.06～0.45％、Mn：0.91～1.85％、P：0.019％以下、S：0.0029％以下、sol.Al：0.015～0.075％、N：0.0049％以下、O：0.0049％以下、B：0.0001～0.0029％、Nb：0.001～0.019％、Ti：0.001～0.029％、Cr：0.001～0.195％、Mo：0.001～0.195％，Ceq满足0.4以上且不足0.58，并且考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计χ满足1.2以上且不足1.7的钢板坯加热至1160～1320℃后，进行终轧结束温度为750～980℃的热终轧，在卷取之前设置2s以上的缓冷时间，卷取温度设为560～740℃，制成具有平均铁素体圆相当粒径df 1.1～不足12μm，铁素体体积分率Vf为30～98％的组织的热轧带钢。将该热轧带钢作为原材，施行缩宽率8％以下的电焊制管而制成钢管。

Description

汽车构造部件用钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用于汽车构造部件的钢材及其制造方法。特别涉及悬架臂、轴梁的成形、作为淬火用原材供给的钢材的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性的改善。其中，在本发明中所称的钢材包含带钢、钢管。
背景技术
在专利文献1中公开了与通过高频淬火制造出的车体加强电焊钢管用热轧钢材的制造方法有关的技术。根据专利文献1所述的技术，通过高频淬火能够得到冲击吸收特性优良的车门冲击试杆、保险杠用芯材等要求高强度的车体加强电焊钢管。但是，在该技术中，存在不能得到悬架、底盘部件所需的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性的问题。
在专利文献2中公开了与淬火性优良的、并且淬火部具有韧性的、冲击吸收特性优良的高频淬火用钢板、高频淬火强化部件及其制造方法有关的技术。根据专利文献2所述的技术，通过高频淬火能够得到碰撞时的吸收冲击能量优良的中柱、保险杠加强筋等车身加强部件。但是，在该技术中，存在不能得到悬架、底盘部件所需的淬火后的疲劳特性、低温韧性的问题。
在专利文献3中公开了与通过施行热处理能够给予高强度和高韧性的高韧性热处理用电焊钢管有关的技术。根据专利文献3所述的技术，例如通过高频加热后淬火，能够得到高强度且低温韧性优良的汽车的钢管制车门加强部件。但是，在该技术中，存在不能得到悬架、底盘部件所需的疲劳特性、耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳强度的问题。
在专利文献4中公开了与基于高密度能量射束照射的热处理性、热处理后的疲劳特性、加工性良好的低合金钢板有关的技术。根据专利文献4所述的技术，能够提高局部的疲劳特性。但是，在该技术中，存在不能确保悬架、底盘部件整体所需的疲劳特性，并且不能得到这些部件所需的耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳强度的问题。
在专利文献5中公开了与加工性优良的中空稳定器用电阻焊接管有关的技术。根据专利文献5所述的技术，通过对电焊母材钢管进行高频加热后进行缩径轧制，能够得到电焊部和母材部的金属组织均匀，且加工性优良的中空稳定器用电阻焊接管。但是，在该技术中，存在不能得到悬架、底盘部件所需的疲劳特性、耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳强度的问题。
在专利文献6、专利文献7、专利文献8中公开了与耐氢裂纹特性优良的高张力电焊钢管有关的技术。根据这些技术，通过在带钢阶段进行高张力化，紧接着进行制管，能够得到耐氢裂纹特性优良的高张力钢管。但是，在这些技术中，存在不能得到悬架、底盘部件所需的成形性、疲劳特性的问题。
专利文献1：特公平7-74382号公报
专利文献2：特开2000-248338号公报
专利文献3：日本专利第2605171号公报
专利文献4：特开2000-248331号公报
专利文献5：国际公开WO 02/070767A1号小册子
专利文献6：专利第3111861号公报
专利文献7：专利第3374659号公报
专利文献8：特开2003-138316号公报
发明内容
本发明的目的在于有利地解决上述现有的技术问题，提供具有悬架、底盘部件所需的优良的成形性、优良的淬火后的疲劳强度、优良的低温韧性、优良的耐延迟破坏特性以及优良的腐蚀疲劳强度的钢材及其制造技术。
本发明中所称的“优良的成形性”是指使用JIS12号试样的拉伸试验中的拉伸率E1显示20％以上的情况。并且，“优良的淬火后的疲劳强度”是指平面弯曲疲劳特性(应力比：-1.0)中的未发生疲劳破坏的最大应力振幅σf在450Mpa以上的情况。并且，“优良的低温韧性”是指夏氏冲击试验(试样：1/4大小、2mmV缺口)中的韧脆转变温度vTrs在-40℃以下的情况。并且，“优良的耐延迟破坏特性”是指0.1N盐酸中的4点弯曲试验(负荷应力：1180MPa)中的断裂时间在200h以上的情况。并且，“优良的腐蚀疲劳强度”是腐蚀试验后的平面弯曲疲劳试验(应力比：-1)中的疲劳寿命为没有腐蚀的情况的1/2周期以上的情况。
本发明人等人为了得到成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳强度等相反的特性均优良的钢材，进行了使化学成分、淬火前显微组织、淬火方法获及其条件等发生各种变化的系统的实验研究。其结果，发现：通过使化学成分、带钢制造条件以及原材钢管制造条件、淬火前组织在某一特定的被限定的范围内，可得到同时全部满足悬架、底盘部件中所需的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性以及腐蚀疲劳强度的钢材。
本发明是根据上述发现，进一步进行研究后完成的。即，本发明的要旨如下所述。
(1)一种汽车构造部件用钢材，成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良，其特征在于，具有如下上述的组成：
以质量％计，含有C：0.18～0.29％、Si：0.06～0.45％、Mn：0.91～1.85％、P：0.019％以下、S：0.0029％以下、sol.Al：0.015～0.075％、N：0.0049％以下、O：0.0049％以下、B：0.0001～0.0029％、Nb：0.001～0.019％、Ti：0.001～0.029％、Cr：0.001～0.195％、Mo：0.001～0.195％，通过以下(1)式定义的碳当量Ceq满足0.4以上且不足0.58，并且考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计x满足1.2以上且不足1.7，余量实质上由Fe构成，
并具有如下上述的组织：平均铁素体圆相当粒径df在1.1μm以上且不足12μm，铁素体的体积分率Vf在30％以上且不足98％，
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14    ……(1)
其中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V为各元素含量(质量％)。
(2)一种汽车构造部件用钢材，其特征在于，在(1)中，除了上述组成，以质量％计，进一步含有选自Cu：0.001～0.175％、Ni：0.001～0.145％、V：0.001～0.029％中的一种或两种以上。
(3)一种汽车构造部件用钢材，其特征在于，在(1)或(2)中，除了上述组成，以质量％计，进一步含有Ca：0.0001～0.0029％。
(4)一种汽车构造部件用热轧带钢的制造方法，所述汽车构造部件用热轧带钢的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良，其特征在于，
钢板坯具有如下上述组成：以质量％计，含有C：0.18～0.29％、Si：0.06～0.45％、Mn：0.91～1.85％、P：0.019％以下、S：0.0029％以下、sol.Al：0.015～0.075％、N：0.0049％以下、O：0.0049％以下、B：0.0001～0.0029％、Nb：0.001～0.019％、Ti：0.001～0.029％、Cr：0.001～0.195％、Mo：0.001～0.195％，通过以下(1)式定义的碳当量Ceq满足0.4以上且不足0.58，并且考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计x满足1.2以上且不足1.7，将上述钢板坯加热至1160～1320℃后，进行终轧结束温度为750～980℃的热终轧，在卷取之前的期间内设置2s以上的缓冷时间，使卷取温度为560～740℃而进行卷取，制成热轧带钢，
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14    ……(1)
其中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V为各元素含量(质量％)。
(5)一种汽车构造部件用热轧带钢的制造方法，其特征在于，在(4)中，除了上述组成，以质量％计，进一步含有选自Cu：0.001～0.175％、Ni：0.001～0.145％、V：0.001～0.029％中的一种或两种以上。
(6)一种汽车构造部件用热轧带钢的制造方法，其特征在于，在(4)或(5)中，除了上述组成，以质量％计，进一步含有Ca：0.0001～0.0029％。
(7)一种汽车构造部件用钢管的制造方法，所述汽车构造部件用钢管的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良，其特征在于，将通过(4)至(6)中任一项上述的方法制造出的热轧带钢作为原材，热轧后直接、或对该原材施行酸洗处理后，施行缩宽率为8％以下的电焊制管制成钢管。
附图说明
图1是表示碳当量对淬火后的0.1N盐酸中4点弯曲试验中的断裂时间、夏氏冲击试验的韧脆转变温度、平面弯曲疲劳试验的疲劳极限产生的影响的图表。
图2是示意性地表示4点弯曲试验的应力负荷方法的说明图。
图3是表示各元素的淬火性倍数的总计x对平面弯曲疲劳试验的疲劳极限σf产生的影响的图表。
图4是表示淬火前组织的平均铁素体圆相当直径df对淬火后的疲劳极限σf产生的影响的图表。
具体实施方式
首先，对本发明钢材的化学成分范围的限定理由进行说明。其中，以下简单地用％表示组成中的质量％。
C：0.18～0.29％
C是为了确保淬火后的疲劳特性所需的元素，不足0.18％时，难以确保所希望的疲劳强度，另一方面，超过0.29％时，耐延迟破坏特性变差。因此，C限定在0.18～0.29％的范围内。并且，优选0.18～0.24％。
Si：0.06～0.45％
Si是热轧工序中的促进铁素体相变的元素，为了确保淬火前的成形性确保所需的铁素体体积分率，在本发明中需要含有0.06％以上。Si不足0.06％时铁素体体积分率不足，成形性变差。另一方面，含有超过0.45％时，电阻焊接性变差，并且淬火后的低温韧性也降低。因此，Si限定在0.06～0.45％的范围内。并且，优选0.15～0.35％。
Mn：0.91～1.85％
Mn是在淬火工序中抑制铁素体相变的元素，作为90％以上的回火马氏体组织，为了确保所需要的淬火后的疲劳强度，在本发明中，需要含有0.91％以上。Mn含量不足0.91％时，进行淬火时，特别是在表层部出现铁素体组织，从而不能得到所希望的疲劳特性。另一方面，含量超过1.85％时，钢的马氏体相变温度(Ms点)降低，抑制淬火工序中的马氏体的自身回火(微细碳化物的析出)，淬火部件的淬火应变增大，并且耐延迟破坏特性变差。因此，Mn限定在0.90～1.85％的范围内。并且，优选超过1.0％，并在1.6％以下。
P：0.019％以下
P是在进行淬火加热时向原奥氏体晶界偏析，或在马氏体的回火过程中析出渗碳体时向渗碳体-Fe母相界面偏析等，从而使低温韧性、耐延迟破坏特性变差的元素，含量超过0.019％时，其不良影响变得明显。因此，P限定在0.019％以下。并且，优选0.014％以下。
S：0.0029％以下
S作为伸长的MnS夹杂物残留于钢中，除了使成形性、低温韧性、疲劳特性整体降低以外，在涂膜下腐蚀时起到阳极作用，促进局部腐蚀和氢的侵入，使耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳强度明显降低。含量超过0.0029％时，其不良影响变得明显。因此，S的上限为0.0029％。并且，优选0.0020％以下。
sol.Al：0.015～0.075％
Al是制钢时的脱氧元素，并且是抑制热轧工序中的奥氏体晶粒的成长的元素，在本发明中，为了通过与热轧条件的组合得到所希望的组织、粒径，需要含有0.015％以上。sol.Al不足0.015％时上述效果变弱，另一方面，超过0.075％时效果饱和，并且氧化物类夹杂物增加，制造性、疲劳特性变差。因此，sol.Al限定在0.015～0.075％。
N：0.0049％以下
N与Ti结合而析出为TiN，由于其变动量作为剩余固溶Ti的变动量，成为强度、特性的变动量，因而需要严格地规定其成分范围。含量超过0.0049％时，因过剩的TiN的析出，低温韧性降低。因此，N的上限为0.0049％。
O：0.0049％以下
O是主要作为夹杂物而残留在钢中，使成形性、疲劳强度降低。含量超过0.0049％时，其不良影响变得明显。因此，O的上限为0.0049％。并且，优选0.0020％以下。
除了上述基本组成以外，还可以进一步含有选自Cu：0.001～0.175％、Ni：0.001～0.145％、V：0.001～0.029％中的一种或两种以上和/或Ca：0.0001～0.0029％。
Cu、Ni、V都是提高耐延迟破坏特性、低温韧性的元素，根据需要可选择含有1种以上。
Cu：0.001～0.175％
Cu是具有随着腐蚀的进行在表层，特别在MnS阳极部分作为金属元素稠化并抑制腐蚀的进行，并且抑制氢向钢中侵入，提高耐延迟破坏特性的效果的元素，可根据需要含有。这些效果在含有0.001％以上时才能够发现，但是含量超过0.175％时，产生热轧时的熔融Cu所导致的表面瑕疵的可能性变大。因此，Cu优选0.001～0.175％。
Ni：0.001～0.145％
Ni是具有提高强度-韧性平衡，并且在表层稠化而提高耐延迟破坏特性的效果的元素，可根据需要含有。这些效果在含有0.001％以上时才能够发现，但是含量超过0.145％时，在热轧时抑制奥氏体-铁素体相变，不能得到所希望的组织，并降低淬火前的成形性。因此，Ni优选0.001～0.145％。
V：0.001～0.029％
V是具有补充Nb效果的作用的元素，可根据需要含有。该效果在含有0.001％以上时才能够发现，含量超过0.029％时，降低淬火前的成形性。因此，V优选0.001～0.029％。
除了上述各组成以外，还可以含有Ca：0.0001～0.0029％。
Ca：0.0001～0.0029％
Ca是以粒状的CaS在钢中析出，通过降低MnS的伸长的夹杂物量，提高成形性、低温韧性、疲劳特性、耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳特性的元素，可根据需要含有。该效果在含有0.0001％以上时才能够发现，含量超过0.0029％时，CaO类夹杂物对这些特性产生的不良影响变得明显。因此，Ca优选0.0001～0.0029％。
B：0.0001～0.0029％
B是为了防止耐延迟破坏特性变差，确保淬火性时所需的元素，这种效果在含有0.0001％以上时才能够发现。另一方面，含量超过0.0029％时，使耐延迟破坏特性降低。因此，B限定在0.0001～0.0029％。并且，优选0.0008～0.0018％。
Nb：0.001～0.019％
Nb是能够在热轧工序中使组织微细化，通过与AlN的复合效果，形成所希望的组织、粒径的元素，并且能够抑制成形后加热时的奥氏体晶粒的成长，使淬火后的低温韧性增加。该效果在含有0.001％以上的微量时也可以发现，含量超过0.019％时，降低淬火前的成形性。因此，Nb限定在0.001～0.019％的范围内。
Ti：0.001～0.029％
Ti与N结合而优先以TiN析出，使固溶B有效地残留，从而有助于确保淬火性。通过使固溶N进一步降低，有助于确保淬火前的成形性。该效果在含有0.001％以上时才能够发现，含量超过0.029％时，使淬火前的成形性、低温韧性降低。因此，Ti限定在0.001～0.029％的范围内。
Cr：0.001～0.195％
Cr作为淬火性提高元素，为了补充Mn、B的作用而在本发明中含有。并且，由于Cr的添加带来的Ms点的降低度与Mn相比更少，因而能够抑制淬火应变。并且，由于Cr难以与P一起向淬火加热时的奥氏体晶界偏析，因而其添加对耐延迟破坏特性产生的影响较小。这些效果在含有0.001％以上时才能够发现，含量超过0.195％时，使淬火前的成形性降低。因此，Cr为0.001～0.195％。
Mo：0.001～0.195％
由于Mo作为淬火性提高元素，补充Mn、B的作用，并且降低钢中的C位，因而抑制淬火加热时的表面脱碳，并明显提高淬火后的疲劳强度。这些效果在含有0.001％以上时才能够发现，含量超过0.195％时，使淬火前的成形性降低。因此，Mo为0.001～0.195％。
在本发明中，在上述范围内含有上述成分的各元素，通过以下(1)式进行定义的碳当量Ceq满足0.4以上且不足0.58，并且考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计x满足1.2以上且不足1.7，
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14……(1)
(其中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V为各元素含量(％))。
碳当量Ceq：0.4以上、不足0.58
碳当量不足0.4时，不能得到所希望的淬火硬度、疲劳强度。另一方面，0.58以上而过剩时，淬火后的耐延迟破坏特性和低温韧性降低。因此，碳当量Ceq为0.4以上、不足0.58。并且，优选0.44以上、0.54以下。并且，在(1)式的计算中，将不含有的元素作为零而进行计算。
在图1表示碳当量Ceq与淬火后的0.1N盐酸中4点弯曲断裂时间、夏氏冲击试验的韧脆转变温度vTrs、平面弯曲疲劳强度σf的关系。从图1中可知，Ceq在0.4以上且不足0.58时，成为淬火后的耐延迟破坏特性、低温韧性、疲劳强度均优良的钢材。
从进行成形-淬火处理的部件，切出宽度5mm×长80mm试样而实施4点弯曲试验。4点弯曲试验，将试样浸渍到0.1N盐酸中，将通过下式计算出的负荷应力σ作为1180MPa施加应力负荷，直到最大200h，通过上述试验求出断裂时间，从而对耐延迟破坏特性进行评价。图2是表示4点弯曲试验的应力负荷方法，
σ(MPa)＝(12Etδ)/(3H2-4A2)
(其中，E：纵弹性常数(2.06×105MPa)、t：试样板厚(mm)、H：两端支点间距离(mm)、A＝(H-h)/2、中间支点间距离(mm)、δ：试样中央的位移量(mm))。
并且，从进行成形-淬火后的部件切出1/4大小(厚度：2.5mm)的2mmV缺口冲击试样，并实施夏氏冲击试验，求出韧脆转变温度vTrs，并对低温韧性进行评价。
并且，从进行成形-淬火后的部件切出宽30mm×长90mm试样，实施平面弯曲疲劳试验，并对疲劳特性进行评价。平面弯曲疲劳试验以应力比：-1.0交变载荷，重复速度25Hz、最大重复次数107周期进行试验，求出未发生疲劳破坏的最大应力振幅σf作为疲劳极限。
考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计x：1.2以上且不足1.7
基于Grossmann的淬火性倍数是为了得到所希望的原板的成形性、淬火后的硬度、疲劳强度而必须要控制的材料参数。基于Grossmann的淬火性倍数，在本发明中，参照使用例如莱斯里著：钢铁材料学、丸善发行，p.402-405的表3所记载的关于各元素的值。即，关于各元素，对应含量决定数值，求出各元素的总计x使用。另外，在基于Grossmann的淬火性倍数中，C的淬火性倍数采用ASTM粒度No.7的值，关于未确定淬火性倍数的B，在考虑基于TiN的粘固而含有N当量以上的固溶B的情况下，与含量无关而设为0.2。
x不足1.2时，淬火后的硬度降低，不能得到在平面弯曲疲劳试验中未发生疲劳破坏的最大的应力振幅σf在450MPa以上的优良的淬火后疲劳强度。另一方面，x在1.7以上时，钢材的铁素体体积率变得不足30％，原板的成形性降低，局部减厚部成为应力集中部，不能得到淬火后的σf在450MPa以上的优良的疲劳强度。因此考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计x限定为1.2以上且不足1.7。在图3表示各元素的淬火性倍数的总计x和平面弯曲疲劳试验的疲劳极限σf之间的关系。
另外，上述成分以外的余量实质上为Fe。
并且，本发明的钢材具有平均铁素体圆相当粒径df在1.1μm以上且不足12μm，铁素体的体积分率Vf在30％以上且不足98％的组织。
平均铁素体圆相当粒径df：1.1μm以上且不足12μm
淬火前的原材(钢材)的显微组织对确保优良的成形性、高的淬火后疲劳强度等而言，是重要的原材参数。平均铁素体圆相当粒径df不足1.1μm时，不能确保所希望的成形性，局部的减厚部成为应力集中部，淬火后的疲劳强度大大降低。另一方面，df在12μm以上时，特别是原材表面的淬火性降低，疲劳强度大大降低。因此，钢材的平均铁素体圆相当粒径粒径df限定在1.1μm以上且不足12μm。
在图4表示淬火前的原材(钢材)组织的平均铁素体圆相当粒径df和淬火后的平面弯曲疲劳试验中的疲劳极限σf之间的关系。淬火前的原材(钢材)组织的平均铁素体圆相当粒径df在1.1μm以上且不足12μm的情况下，得到σf在450MPa以上的高疲劳强度。特别是，df在2.0～7.9μm的范围，得到500MPa以上的高疲劳强度。其中，在此所称的铁素体包含多边形铁素体、针状铁素体、维德曼司特顿铁素体、贝氏体铁素体。
另外，本发明中所称的平均铁素体圆相当粒径df采用通过对组织进行拍摄并进行图像处理，测定各铁素体晶粒的面积，对各铁素体晶粒换算为圆相当直径，对所得到的各铁素体圆相当粒径求平均得到的值。如本发明中处理的钢材，在具备淬火性的材料中，由于包含不定形的铁素体晶粒，因而平均铁素体粒径不采用基于切断法的值，而采用基于图像处理的圆相当直径。
另外，作为铁素体以外的第二相，优选碳化物、珠光体、贝氏体、马氏体以及它们的混合物。优选的是，第二相的平均圆相当粒径ds与铁素体相同地，在1.1μm以上且不足12μm。
铁素体体积分率Vf：30％以上且不足98％
淬火前的原材(钢材)的铁素体体积分率Vf不足30％时，不能确保所希望的成形性，局部的减厚部成为应力集中部，淬火后的疲劳特性大大降低。另一方面，由于通过上述成分范围难以确保98％以上的铁素体百分比，因而将98％作为上限。铁素体体积分率，在对断面进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后，通过扫描电子显微镜(SEM)以1000倍2视野进行观察，拍摄，区分晶界、第二相，并通过图像处理确定铁素体体积分率。
接着说明本发明的热轧带钢的制造方法。
首先，优选的是，通过转炉等通常熔炼方法对上述组成的钢水进行熔炼，并通过连续铸造法等通常铸造方法制成板坯等钢板坯。其中，对具有上述组成的钢板坯进行加热、热轧而形成热轧带钢。
接着说明钢板坯的优选热轧条件。
板坯加热温度：1160～1320℃
在本发明中，将Nb、Ti等形成难溶性氮化物的元素作为必需元素。因此，板坯加热温度不足1160℃时，局部碳氮化物的再固溶变得不充分，部分热轧后的铁素体粒径超过12μm，淬火前的加工性降低。另一方面，板坯加热温度超过1320℃时，作为产品的钢管、带钢的表面品质降低。因此，板坯加热温度优选1160～1320℃。并且，进一步优选1180～1280℃。
终轧结束温度：750～980℃
热轧的终轧结束温度是决定热轧后的铁素体粒径的重要的制造参数。终轧结束温度不足750℃时，成为铁素体区域轧制，轧制应变在卷取后也残留，从而淬火前的成形性降低。另一方面，超过980℃时，铁素体粒径变得粗大，淬火前的成形性降低。因此，终轧结束温度优选750～980℃。并且，进一步优选820～940℃。
卷取之前的缓冷时间：2s以上
优选的是，热轧的终轧结束后，不马上进行卷取，在卷取之前的期间内确保2s以上的缓冷时间。终轧结束后的退火是指冷却速度：20℃/s以下的冷却。由此，能够充分地进行铁素体相变，提高淬火前的成形性。
卷取温度：560～740℃
热轧结束后的卷取温度是决定热轧后的铁素体体积分率的重要的制造参数。卷取温度不足56℃时，不能得到所希望的铁素体体积分率，从而淬火前的成形性降低。虽然卷取温度在规定范围内越高，就越能提高淬火前的成形性，但是超过740℃时，表层的C量降低很明显，因而淬火后的疲劳特性下降。因此，卷取温度优选560～740℃。并且，进一步优选600～700℃。
通过用上述方法制造热轧带钢，即使是淬火性高、难以得到所希望的铁素体组织的板坯，也能够变成具有平均铁素体圆相当粒径1.1～12μm、铁素体体积分率30～98％这样的、淬火前的成形性、淬火后的疲劳强度最适合的、所希望的显微组织的热轧带钢，从而能够得到成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良的汽车构造部件用热轧带钢。
在本发明中，通过使用由上述制造方法制造出的热轧带钢，以适当条件进行电焊制管，能够得到成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良的汽车构造部件用钢管。
接着说明优选的钢管制造条件。
在本发明中，将以上述条件制造出的热轧带钢用作原材。原材虽然可以是热轧状态，但是优选的是，施行酸洗处理并除去表面的黑皮后使用。优选的是，对热轧后直接、或施行酸洗处理的原材，施行缩宽率8％以下的电焊制管来制成钢管。
电焊制管条件：缩宽率8％以下
在连续地辊压形成带钢，进行电焊制管的情况下，缩宽率是用于在淬火前确保所希望的成形性的重要的制造参数。缩宽率超过8％时，伴随制管的成形性的降低明显，不能得到淬火前的必要成形性。因此，缩宽率优选8％以下(包含0％)。其中，缩宽率是通过下述式定义的值。
缩宽率(％)＝[(原材带钢的宽度)-π{(产品外径-产品壁厚)}]/[π{(产品外径)-(产品壁厚)}]×100
另外，在本发明的钢管制造方法中，原材不限定于热轧带钢，将通过热轧带钢的制造方法制造出的上述热轧带钢作为原材，施行冷轧、退火等的冷轧退火带钢或进一步施行各种表面处理的表面处理带钢都可以使用，没有问题。并且，代替电焊制管，也可以是组合辊轧成形、切板的冲压封闭断面化、制管后的冷、温、热缩径、热处理等的制管工序。并且代替电阻焊接，使用激光焊接、电弧焊接、等离子焊接等，也没有任何问题。
实施例
实施例1
将表1所示的A～Z的26种钢板坯，再加热至表3所示的板坯加热温度后，制成表3所示条件的、施行热轧的板厚2.6mm的热轧带钢。对所得到的热轧带钢施行酸洗处理、纵切后，进行辊轧成形，通过电阻焊接的电焊制管，制成外径101.6mm的焊接钢管。其中，制管时的缩宽率如表3所示。另外，在表2表示各钢的各元素的淬火性倍数的值及其总计。
另外，从所得到的热轧带钢，选取组织观察用试样，进行研磨、腐蚀后，用SEM(1000倍)观察，并进行拍摄、图像处理，测定铁素体体积分率、平均铁素体圆相当粒径、第二相圆相当粒径。在圆相当粒径的计算方法中，求出各晶粒的面积，将与其面积相当的圆的直径作为各圆相当粒径，采用各晶粒的平均值。
将这样得到的钢管，形成封闭断面形状的轴梁后，在气氛控制下的连续炉中加热至大约920℃，并进行水冷的淬火处理。进行淬火后，进行断面硬度试验、平面弯曲疲劳试验、夏氏冲击试验、4点弯曲试验、腐蚀试验后的平面弯曲疲劳试验。试验方法如下所述。
(1)断面硬度试验
从成形-淬火后的部件，切出试样，在壁厚方向整个区域测定维氏硬度(载荷：10kgf)，将其平均值作为该部件淬火后的断面硬度。
(2)平面弯曲疲劳试验
平面弯曲疲劳试验中，从成形-淬火后的部件，切出宽30mm×长90mm的试样，以应力比：-1.0交变载荷，重复速度25Hz、最大重复次数107周期进行试验，求出未发生疲劳破坏的最大应力振幅σf作为疲劳极限，并对淬火后的疲劳强度进行评价。
(3)夏氏冲击试验
从成形-淬火后的部件选取1/4大小(厚度：2.5mm)的2mmV缺口冲击试样，实施夏氏冲击试验，求出韧脆转变温度vTrs，并对低温韧性进行评价。
(4)4点弯曲试验
4点弯曲试验，从成形-淬火处理后的部件，切出宽5mm×长80mm的试样，并将试样浸渍到0.1N盐酸中，通过下式计算出的负荷应力σ，作为1180MPa如图2所示施加应力负荷，最大直到200h，通过实施上述试验求出断裂时间，并对耐延迟破坏特性进行评价，
σ(MPa)＝(12Etδ)/(3H2-4A2)
(其中，E：纵弹性常数(2.06×105MPa)、t：试样板厚(mm)、H：两端支点间距离(mm)、A＝(H-h)/2、中间支点间距离(mm)、δ：试样中央的位移量(mm))。
(5)腐蚀试验后的平面弯曲疲劳试验
腐蚀试验后的平面弯曲疲劳试验，从成形-淬火处理后的部件，切出宽30mm×长90mm的试样，进行以JIS Z2371规定为基准的20天的盐水喷雾试验后，以应力振幅：σf进行平面弯曲疲劳试验(应力比：-1、重复速度：25Hz)，求出疲劳寿命，当疲劳寿命在无腐蚀试样的1/2周期以上时，评价为○，除此以外评价为×。
另外，关于淬火前的各钢管，通过JIS 12号拉伸试样实施原管的拉伸试验，求出拉伸率El，并对成形性进行评价。所得到的结果表示在表4。
本发明例均显示了原管的拉伸率El为20％以上(JIS12号试样)、淬火后的断面硬度HV(10)为350～550、平面弯曲疲劳极限σf在500MPa以上，夏氏冲击试验的韧脆转变温度vTrs在-40℃以下，0.1N盐酸中的4点弯曲断裂时间在200h以上、基于腐蚀疲劳试验的疲劳寿命的降低度在无腐蚀材料的1/2周期以上的优良成形性、疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性和腐蚀疲劳强度。
另一方面，钢成分、碳当量、Ceq、淬火性倍数的总计x中的任意一方脱离本发明范围的比较例5至比较例26，成形性、疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性、腐蚀疲劳强度中任意一种都下降。钢成分中，C量、Mn量、B量低于本发明范围的比较例5、9、14，淬火后的断面硬度Hv不足350，淬火后的σf不足450MPa，较低。并且，C量、Mn量、B量超过本发明范围的比较例6、10、15，0.1N盐酸中4点弯曲断裂时间不足200h，耐延迟破坏特性变差。并且，Si低于本发明范围的比较例7，铁素体体积分率不足30％，较低；原管的拉伸率El不足20％，较低。另一方面，对于Si超过本发明范围的比较例8，vTrs在-40℃以上，低温韧性变差。P.S.O量超过本发明范围的比较例11、12、13，都是耐延迟破坏特性或疲劳强度或原管的El低。
并且，Nb、Ti、Cr、Mo、Ni、V超过本发明范围的比较例16、17、18、19、20、21，都是原管的El不足20％，较低；成形性变差。Ca超过本发明范围的比较例22，El、疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性都较低。碳当量Ceq或淬火性倍数的总计x超过本发明范围的比较例23、25，原管的El较低，淬火后的硬度HV(10)超过550，较高，vTrs较高，耐延迟破坏特性降低。Ceq或x低于本发明范围的比较例24、26，平均铁素体圆相当粒径为12μm以上，较大；淬火后的硬度HV(10)不足350，较低，淬火后的平面弯曲疲劳极限σf不足450MPa，疲劳强度较低。
实施例2
使用具有表1所示的钢编号A～D的组成的板坯，以表5所示的热轧条件制造热轧带钢。对这些热轧带钢施行酸洗处理除去黑皮后，以表5所示的制管条件制造电焊钢管。一部分热轧带钢为热轧状态(带黑皮)。并且，对于一部分热轧带钢，施行冷轧-退火处理、Zn、Al表面处理而制造钢管。并且，对一部分，代替电焊制管，使用冲压-焊接法、辊压成形-焊接法。并且，对于一部分钢管，制管后施行镀Zn。另外，在一部分钢管上，对所得到的钢管施行温缩径、热缩径。
将这些钢管作为管状原材，形成轴梁后(41号形成悬架臂后)，在气氛控制下的连续炉中加热至大约920℃后进行水冷。对一部分部件，进行淬火后，施行喷丸处理、喷丸硬化。
对淬火后所得到的部件，进行断面硬度、平面弯曲疲劳试验、夏氏冲击试验、0.1N盐酸中的4点弯曲试验、20天的盐水喷雾试验(JISZ2371)后的平面弯曲疲劳试验。试验方法与实施例1相同。所得到的结果表示在表6。
本发明例均显示了原管的拉伸率El为20％以上(JIS12号试样)、淬火后的断面硬度HV(10)为350～550、平面弯曲疲劳极限σf在500MPa以上，夏氏冲击试验的韧脆转变温度vTrs在-40℃以下，0.1N盐酸中的4点弯曲断裂时间在200h以上、基于腐蚀疲劳试验的疲劳寿命在无腐蚀材料的1/2周期以上的优良成形性、疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性和腐蚀疲劳强度。
板坯加热温度低于本发明的优选范围的28号、终轧温度超过本发明优选范围的30号、终轧温度低于本发明优选范围的31号、热轧输出辊道中的缓冷时间低于本发明优选范围的33号、卷取温度低于本发明优选范围的35号，铁素体晶粒df都大于12μm，或者铁素体体积分率都不足30％，由此原管的拉伸率不足20％，较低，成形性降低，除了33号以外，淬火后的平面弯曲疲劳极限σf也不足450MPa，变得较低。热轧卷取温度超过本发明优选范围的36号，原管的拉伸率El在20％以上，较高，但是因表面脱碳，σf降低。并且，制管缩宽率超过本发明优选范围，卷取温度低于本发明优选范围的38号，原管的拉伸率El为15％，较低；并且σf也变低。
40号是省略热轧后的酸洗的例子41号是形成φ60.5×2.6t的悬架臂后进行淬火的例子42号是对热轧后，进行冷轧-退火的带钢进行电焊制管的例子；43号是对带钢进行冲压成形，并焊接(电弧、激光、等离子)成封闭断面形状的例子；44号是将带钢辊压成形为封闭断面后进行焊接的例子；45号、46号是对热轧后施行Zn类、Al类镀覆的原板进行电焊制管的例子；47号是进行电焊制管后进行Zn类镀覆的原管进行淬火的例子；48号、49号是进行电焊制管后，进行热缩径轧制或温缩径轧制的例子；50号是对原管直接进行加热，成形且进行淬火的例子；51号是淬火后进行喷丸处理的例子52号是淬火后进行喷丸硬化的例子；40号至52号都是本发明例，表示原管的拉伸率El为20％以上(JIS12号试样)、淬火后的断面硬度HV(10)为350～550、平面弯曲疲劳极限σf在500MPa以上，夏氏冲击试验的韧脆转变温度vTrs在-40℃以下，0.1N盐酸中的4点弯曲断裂时间在200h以上、基于腐蚀疲劳试验的疲劳寿命的降低度不足无腐蚀材料的1/2周期的优良的成形性、疲劳强度、低温韧性、耐延迟破坏特性和腐蚀疲劳强度。
产业上的利用可能性
根据本发明，能够容易且价格低廉地制造出在悬架、底盘部件中所需的具有优良的成形性、优良的淬火后的疲劳强度、优良的低温韧性、优良的耐延迟破坏特性以及优良的腐蚀疲劳强度的汽车构造部件用钢材。
表1
  钢   化学成分(质量％)   碳当量，Ceq
  C   Si   Mn   P   S   Sol.Al   N   O   B   Nb   Ti   Cr   Mo   Cu   Ni   V    Ca
  A   0.21   0.15   1.44   0.011   0.0024   0.035   0.0032   0.0017   0.0001   0.006   0.023   0.137   0.168   0.030   0.034   0.015    0.0003   0.528
  B   0.23   0.18   1.28   0.014   0.0021   0.043   0.0017   0.0016   0.0015   0.002   0.004   0.081   0.022   0.142   -   -    0.0022   0.473
  C   0.18   0.41   1.80   0.013   0.0013   0.055   0.0042   0.0008   0.0013   0.014   0.025   0.032   0.132   -   -   -    -   0.536
  D   0.20   0.20   1.31   0.010   0.0009   0.030   0.0035   0.0012   0.0011   0.015   0.013   0.149   0.102   -   -   -    -   0.482
  E   0.16   0.22   1.26   0.008   0.0005   0.021   0.0024   0.0012   0.0008   0.016   0.018   0.186   0.078   0.084   -   -    0.0006   0.436
  F   0.32   0.08   0.92   0.002   0.0023   0.016   0.0037   0.0023   0.0013   0.011   0.022   0.012   0.074   -   -   -    -   0.498
  G   0.19   0.03   1.52   0.004   0.0016   0.072   0.0015   0.0016   0.0009   0.008   0.015   0.008   0.032   -   -   0.012    -   0.454
  H   0.22   1.23   1.13   0.016   0.0017   0.037   0.0037   0.0011   0.0016   0.009   0.013   0.168   0.108   -   -   -    -   0.520
I 0.27 0.32 0.84 0.014 0.0011 0.053 0.0046 0.0009 0.0014 0.001 0.013 0.132 0.163 - - - - 0.490
  J   0.22   0.25   1.94   0.018   0.0019   0.067   0.0042   0.0013   0.0012   0.022   0.012   0.154   0.167   -   0.055   -    -   0.627
  K   0.21   0.17   1.34   0.023   0.0009   0.035   0.0031   0.0015   0.0019   0.009   0.018   0.067   0.122   0.120   -   -    -   0.484
  L   0.19   0.18   1.20   0.015   0.0045   0.022   0.0029   0.0013   0.0016   0.011   0.007   0.069   0.156   -   -   -    0.0011   0.450
  M   0.21   0.26   1.08   0.014   0.0011   0.036   0.0026   0.0056   0.0023   0.016   0.004   0.089   0.132   -   -   -    -   0.452
  N   0.18   0.14   1.16   0.017   0.0078   0.029   0.0040   0.0070   0.0000   0.015   0.013   0.182   0.176   0.078   -   -    -   0.460
  O   0.25   0.35   0.97   0.014   0.0006   0.074   0.0019   0.0015   0.0032   0.019   0.015   0.122   0.155   -   -   0.023    -   0.491
  P   0.26   0.26   1.36   0.013   0.0003   0.051   0.0033   0.0011   0.0015   0.032   0.005   0.156   0.186   -   -   -    -   0.575
  Q   0.21   0.40   1.55   0.015   0.0012   0.020   0.0040   0.0021   0.0018   0.027   0.044   0.081   0.176   -   -   -    0.0014   0.545
  R   0.22   0.24   1.16   0.013   0.0008   0.057   0.0046   0.0006   0.0011   0.016   0.022   0.254   0.143   -   0.176   -    -   0.514
  S   0.26   0.09   1.34   0.011   0.0014   0.044   0.0047   0.0011   0.0010   0.015   0.029   0.116   0.275   -   -   -    -   0.579
  T   0.20   0.10   1.24   0.012   0.0021   0.025   0.0019   0.0015   0.0009   0.006   0.014   0.181   0.122   -   0.167   -    -   0.402
  U   0.20   0.24   1.37   0.011   0.0009   0.007   0.0037   0.0015   0.0011   0.015   0.002   0.116   0.182   -   -   0.035    -   0.510
  V   0.23   0.37   1.33   0.008   0.0018   0.035   0.0032   0.0013   0.0024   0.014   0.021   0.156   0.146   -   -   -    0.0045   0.535
  W   0.23   0.40   1.60   0.018   0.0026   0.045   0.0023   0.0016   0.0017   0.012   0011   0.120   0.160   -   -   0.020    -   0.579
  X   0.18   0.07   1.25   0.012   0.0015   0.018   0.0017   0.0015   0.0005   0.011   0.021   0.040   0.016   -   -   -    -   0.403
  Y   0.28   0.40   1.78   0.013   0.0008   0.033   0.0016   0.0015   0.0012   0.008   0.014   0.002   0.122   -   0.156   -    -   0.020
  Z   0.19   0.12   1.10   0.010   0.0010   0.038   0.0032   0.0012   0.0011   0.013   0.008   0.040   0.023   -   -  0.020    -   0.393
表2
  钢   各元素的淬火性倍数   淬火性倍数的总计，x
  C   Si   Mn   P  S   Sol.Al  N  O   B   Nb   Ti   Cr   Mo   Cu   Ni   V  Ca
  A   0.188   0.043   0.794   0.011  -   0.017  -  -   0.200  -   -0.018   0.108   0.170   -   0.005   0.061  -   1.570
  B   0.208   0.052   0.733   0.011  -   0.022  -  -   0.200  -   -   0.009   0.025   -   -   -  -   1.320
  C   0.158   0.110   0.90B   0.011  -   0.028  -  -   0.200  -   -0.018   0.027   0.143   -   -   -  -   1.567
  D   0.179   0.057   0.741   0.011  -   0.017  -  -   0.200  -   -0.008   0.115   0.114   -   -   -  -   1.426
  E   0.133   0.062   0.725   -  -   0.012  -  -   0.200  -   -0.008   0.143   0.083   -   -   -  -   1.350
  F   0.281   0.024   0.609   -  -   0.006  -  -   0.200  -   -0.018   0.009   0.083   -   -   -  -   1.194
  G   0.169   0.009   0.822   -  -   0.039  -  -   0.200  -   -0.008   -   0.037   -   -   0.061  -   1.329
  H   0.198   0.268   0.675   0.011  -   -  -  -   0.200  -   -0.008   0.129   0.114   -   -   -  -   1.604
  I   0.241   0.088   0.580   0.011  -   0.028  -  -   0.200  -   -0.008   0.108   0.170   -   -   -  -   1.418
  J   0.198   0.070   0.946   0.011  -   0.033  -  -   0.200  -   -0.008   0.122   0.170   -   0.008   -  -   1.750
  K   0.188   0.049   0.757   0.022  -   0.017  -  -   0.200  -   -0.008   0.053   0.134   -   -   -  -   1.412
  L   0.169   0.052   0.702   0.011  -   0.012  -  -   0.200  -   -   0.053   0.161   -   -   -  -   1.360
  M   0.188   0.073   0.662   0.011  -   0.017  -  -   0.200  -   -   0.009   0.143   -   -   -  -   1.363
  N   0.158   0.041   0.687   0.011  -   0.012  -  -   -  -   -0.008   0.143   0.179   -   -   -  -   1.223
  O   0.225   0.095   0.627   0.011  -   0.039  -  -   0.200  -   -0.008   0.101   0.161   -   -   0.097  -   1.548
  P   0.233   0.073   0.765   0.011  -   0.028  -  -   0.200  -   -   0.122   0.188   -   -   -  -   1.620
  Q   0.188   0.107   0.828   0.011  -   0.012  -  -   0.200  -   -0.034   0.069   0.179   -   -   -  -   1.560
  R   0.198   0.067   0.687   0.011  -   0.028  -  -   0.200  -   -0.018   0.187   0.152   -   0.026   -  -   1.538
  S   0.233   0.027   0.757   0.011  -   0.022  -  -   0.200  -   -0.018   0.093   0.258   -   -   -  -   1.583
  T   0.179   0.029   0.718   0.011  -   0.012  -  -   0.200  -   -0.008   0.143   0.134   -   0.024   -  -   1.442
  U   0.179   0.067   0.765   0.011  -   0.017  -  -   0.200  -   -   0.093   0.188   -   -   0.137  -   1.657
  V   0.208   0.100   0.749   -  -   0.017  -  -   0.200  -   -0.018   0.122   0.152   -   -   -  -   1.530
  W   0.208   0.107   0.846   0.011  -   0.022  -  -   0.200  -   -0.008   0.101   0.170   -   -   0.097  -   1.754
  X   0.158   0.021   0.718   0.011  -   0.006  -  -   0.200  -   -0.018   0.036   0.013   -   -   -  -   1.145
  Y   0.250   0.107   0.902   0.011  -   0.017  -  -   0.200  -   -0.008   -   0.134   -   0.023   -  -   1.636
  Z   0.169   0.035   0.669   0.011  -   0.017  -  -   0.200  -   -   0.038   0.025   -   -   0.097  -   1.259
表3
  No.   钢No.   热轧条件   制管
  板坯加热温度(℃)   完成温度(℃)   缓冷时间(s)   卷取温度(℃)   缩宽率(％)
  1～25   A～Z   约1240   约910   约4   约660   约3
表4
No. 钢   铁素体晶粒圆相当直径，df(μm)   第二相晶粒圆相当直径，ds(μm)   铁素体体积分率，Vf(％)   原管拉伸率El(％)   淬火后截面硬度HV(10)   平面弯曲疲劳极限σf(MPa)   夏氏断面转变温度vTrs(℃)   0.1N盐酸4点弯曲断裂时间(h) 腐蚀疲劳特性*
  1   A   3.4   2.7   68   24   435   514   -90   ＞200   ○   本发明例
  2   B   7.8   5.4   35   22   402   524   -80   ＞200   ○   本发明例
  3   C   1.2   1.1   93   27   412   508   -100   ＞200   ○   本发明例
  4   D   5.9   5.7   88   25   435   520   -90   ＞200   ○   本发明例
  5   E   15.6   5.6   94   23   332   420   -80   ＞200   ○   比较例
  6   F   8.2   5.1   77   24   562   488   -75   48   ×   比较例
  7   G   6.2   13.6   28   16   441   469   -90   ＞200   ○   比较例
  8   H   5.9   5.1   68   24   426   478   -30   ＞200   ○   比较例
  9   I   13.4   14.2   84   25   320   385   -60   ＞200   ○   比较例
  10   J   7.2   5.4   56   24   436   467   -70   72   ×   比较例
  11   K   7.9   3.2   78   26   442   495   -75   192   ×   比较例
  12   L   7.6   1.8   85   19   415   435   -35   192   ×   比较例
  13   M   7.2   2.4   65   19   433   440   -80   ＞200   ○   比较例
  14   N   7.4   5.2   49   22   345   442   -60   ＞200   ○   比较例
  15   O   5.6   4.2   85   23   456   475   -75   168   ×   比较例
  16   P   6.2   6.5   55   18   468   482   -85   ＞200   ○   比较例
  17   Q   3.4   2.5   62   18   436   488   -35   ＞200   ○   比较例
  18   R   4.2   4.1   52   16   444   469   -90   ＞200   ○   比较例
  19   S   1.5   1.6   47   17   478   478   -75   ＞200   ○   比较例
  20   T   6.0   5.1   65   18   415   469   -60   ＞200   ○   比较例
  21   U   5.8   6.5   52   19   433   471   -70   ＞200   ○   比较例
  22   V   3.6   2.5   85   19   465   440   -35   192   ×   比较例
  23   W   4.3   5.2   25   16   551   495   -25   72   ×   比较例
  24   X   12.9   6.5   88   26   337   388   -80   ＞200   ○   比较例
  25   Y   6.8   3.7   57   19   557   477   -30   48   ×   比较例
  26   Z   13.2   7.3   82   23   319   388   -85   ＞200   ○   比较例
*20天的盐水喷雾试验后，以应力振幅σf实施平面弯曲疲劳试验，将疲劳寿命在无腐蚀材料的1/2周期以上的评价为○，除此以外评价为×
表5
  No.   钢   热轧条件   制管缩宽率(％)   备注
  板坯加热温度(℃)   终轧温度(℃)   缓冷时间(s)   卷取温度(℃)
  27   A   1230   930   6.8   660   3.2
  28   A   1140   940   2.4   690   5.6
  29   A   1190   890   2.2   700   6.5
  30   A   1210   1020   3.5   710   2.4
  31   A   1190   730   4.7   610   3.5
  32   B   1230   900   3.8   638   1.8
  33   B   1250   910   1.4   625   1.4
  34   B   1180   920   6.4   670   0.9
  35   B   1200   900   5.4   550   1.2
  36   B   1210   880   5.0   760   3.5
  37   C   1220   800   3.4   675   4.2
  38   C   1210   910   2.3   540   10.6
  39   D   1220   900   4.0   690   5.6
  40   D   1230   890   5.6   730   7.6   热轧黑皮材料
  41   D   1190   950   2.7   630   5.2   尺寸：φ60.5×2.6t、悬架臂
  42   D   1210   880   2.2   620   2.6   冷轧-退火原板
  43   D   1270   830   6.1   630   -   冲压成形-焊接
  44   D   1200   850   3.4   690   -   辊压成形-焊接
  45   D   1280   900   6.0   610   3.5   表面处理原板(Zn类)
  46   D   1260   940   2.5   670   5.4   表面处理原板(Al类)
  47   D   1230   900   3.6   650   3.6   制管后镀Zn类
  48   D   1240   960   5.9   590   -   钢管热缩径材料(缩径率：70％)
  49   D   1220   870   4.6   570   -   钢管温缩径材料(缩径率：70％)
  50   D   1250   830   8.5   650   5.2   成形同时进行淬火
  51   D   1220   910   5.3   620   2.3   淬火后进行喷丸处理
  52   D   1260   840   5.1   645   2.8   淬火后进行喷丸硬化
表6
  No.   钢   铁素体晶粒圆相当直径，df(μm)   第二相晶粒圆相当直径，ds(μm)   铁素体体积分率，Vf(％)   原管拉伸率El(％)   淬火后断面硬度HV(10)   平面弯曲疲劳极限σf(MPa)   夏氏断面转变温度vTrs(℃)   0.1N盐酸4点弯曲断裂时间(h)   腐蚀疲劳特性
  27   A   5.4   3.6   86   25   444   506   -90   ＞200   ○   本发明例
  28   A   14.3   13.5   68   19   415   442   -70   ＞200   ○   比较例
  29   A   2.0   2.1   85   23   435   512   -85   ＞200   ○   本发明例
  30   A   15.2   12.8   75   19   408   436   -75   ＞200   ○   比较例
  31   A   13.5   6.8   77   16   415   426   -65   ＞200   ○   比较例
  32   B   6.5   5.2   56   23   445   523   -80   ＞200   ○   本发明例
  33   B   9.5   8.5   25   17   442   436   -75   ＞200   ○   比较例
  34   B   6.5   5.2   54   24   449   513   -80   ＞200   ○   本发明例
  35   B   7.5   13.5   24   17   452   425   -70   ＞200   ○   比较例
  36   B   18.9   12.8   77   21   415   390   -55   ＞200   ○   比较例
  37   C   2.3   1.9   91   26   425   514   -95   ＞200   ○   本发明例
  38   C   2.5   1.7   90   15   433   444   -80   ＞200   ○   比较例
  39   D   6.2   4.8   90   26   442   525   -95   ＞200   ○   本发明例
  40   D   5.4   4.9   85   25   426   502   -90   ＞200   ○   本发明例
  41   D   5.5   3.8   87   25   435   514   -85   ＞200   ○   本发明例
  42   D   8.4   6.8   92   27   418   510   -85   ＞200   ○   本发明例
  43   D   6.2   5.1   85   24   415   501   -85   ＞200   ○   本发明例
  44   D   5.8   4.7   85   26   427   502   -80   ＞200   ○   本发明例
  45   D   6.8   5.7   88   24   415   522   -85   ＞200   ○   本发明例
  46   D   7.2   5.9   88   23   429   517   -80   ＞200   ○   本发明例
  47   D   5.6   4.8   86   23   436   524   -80   ＞200   ○   本发明例
  48   D   7.8   3.5   86   27   408   511   -85   ＞200   ○   本发明例
  49   D   8.6   2.9   91   28   409   513   -80   ＞200   ○   本发明例
  50   D   5.9   5.7   84   25   411   496   -75   ＞200   ○   本发明例
  51   D   6.3   5.9   85   22   410   533   -80   ＞200   ○   本发明例
  52   D   5.2   4.1   89   26   452   532   -80   ＞200   ○   本发明例

Claims (5)

1.一种汽车构造部件用钢材，成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良，其特征在于，具有如下所述的组成：
以质量％计，含有C：0.18～0.29％、Si：0.06～0.45％、Mn：0.91～1.85％、P：0.019％以下、S：0.0029％以下、sol.Al：0.015～0.075％、N：0.0049％以下、O：0.0049％以下、B：0.0001～0.0029％、Nb：0.001～0.019％、Ti：0.001～0.029％、Cr：0.001～0.195％、Mo：0.001～0.195％，通过以下(1)式定义的碳当量Ceq满足0.4以上且不足0.58，并且考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计χ满足1.2以上且不足1.7，余量实质上由Fe构成，
并具有如下所述的组织：平均铁素体圆相当粒径df在1.1μm以上且不足12μm，铁素体的体积分率Vf在30％以上且不足98％，
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14   ……(1)
其中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V为各元素含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的汽车构造部件用钢材，其特征在于，除了所述组成，以质量％计，进一步含有选自Cu：0.001～0.175％、Ni：0.001～0.145％、V：0.001～0.029％中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的汽车构造部件用钢材，其特征在于，除了所述组成，以质量％计，进一步含有Ca：0.0001～0.0029％。
4.一种汽车构造部件用热轧带钢的制造方法，所述汽车构造部件用热轧带钢的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良，其特征在于，
钢板坯具有如下所述组成：以质量％计，含有C：0.18～0.29％、Si：0.06～0.45％、Mn：0.91～1.85％、P：0.019％以下、S：0.0029％以下、sol.Al：0.015～0.075％、N：0.0049％以下、O：0.0049％以下、B：0.0001～0.0029％、Nb：0.001～0.019％、Ti：0.001～0.029％、Cr：0.001～0.195％、Mo：0.001～0.195％，或进一步含有选自Cu：0.001～0.175％、Ni：0.001～0.145％、V：0.001～0.029％中的一种或两种以上、和/或Ca：0.0001～0.0029％，通过以下(1)式定义的碳当量Ceq满足0.4以上且不足0.58，并且考虑B的基于Grossmann的淬火性倍数的总计χ满足1.2以上且不足1.7，将所述钢板坯加热至1160～1320℃后，进行终轧结束温度为750～980℃的热终轧，在卷取之前的期间内设置2s以上的缓冷时间，使卷取温度为560～740℃而进行卷取，制成热轧带钢，
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14    ……(1)
其中，C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V为各元素含量(质量％)。
5.一种汽车构造部件用钢管的制造方法，所述汽车构造部件用钢管的成形性、淬火后的疲劳强度、低温韧性以及耐延迟破坏特性优良，其特征在于，将通过权利要求4所述的方法制造出的热轧带钢作为原材，热轧后直接、或对该原材施行酸洗处理后，施行缩宽率为8％以下的电焊制管制成钢管。
CNB2004800369561A 2003-12-12 2004-12-09 汽车构造部件用钢材及其制造方法 Expired - Fee Related CN100436629C (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003414336 2003-12-12
JP414336/2003 2003-12-12
JP2003414336A JP4443910B2 (ja) 2003-12-12 2003-12-12 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1890394A true CN1890394A (zh) 2007-01-03
CN100436629C CN100436629C (zh) 2008-11-26

Family

ID=34675089

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB2004800369561A Expired - Fee Related CN100436629C (zh) 2003-12-12 2004-12-09 汽车构造部件用钢材及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US8747578B2 (zh)
EP (1) EP1693476B1 (zh)
JP (1) JP4443910B2 (zh)
CN (1) CN100436629C (zh)
CA (1) CA2548560C (zh)
WO (1) WO2005056856A1 (zh)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101896293A (zh) * 2008-10-16 2010-11-24 现代Hysco株式会社 超高强度钢铁生坯制造方法
CN102176985A (zh) * 2008-10-08 2011-09-07 杰富意钢铁株式会社 化学转化处理性优良的高加工性高强度钢管及其制造方法
CN102864377A (zh) * 2012-09-10 2013-01-09 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种热轧带钢及其制造方法
CN103710639A (zh) * 2013-12-20 2014-04-09 马钢(集团)控股有限公司 一种机车车辆钩尾框用钢
CN104160050A (zh) * 2012-03-07 2014-11-19 新日铁住金株式会社 热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材
CN104711483A (zh) * 2015-03-31 2015-06-17 武汉钢铁(集团)公司 一种金相组织稳定的海洋工程用钢及生产方法
CN110117753A (zh) * 2015-07-09 2019-08-13 安赛乐米塔尔公司 用于压制硬化的钢和由这样的钢制造的压制硬化的部件
CN112962021A (zh) * 2021-01-25 2021-06-15 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
CN113549745A (zh) * 2021-07-27 2021-10-26 内蒙古工业大学 一种低成本第三代汽车钢加工工艺

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2844281B1 (fr) * 2002-09-06 2005-04-29 Usinor Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc
JP4735315B2 (ja) * 2006-02-15 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法
JP4282731B2 (ja) * 2006-08-11 2009-06-24 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた自動車足回り部品の製造方法
CN100434560C (zh) * 2006-12-26 2008-11-19 宋立华 汽车空气悬架随动转向桥
JP4910694B2 (ja) * 2006-12-28 2012-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高張力溶接鋼管及びその製造方法
US7975754B2 (en) * 2007-08-13 2011-07-12 Nucor Corporation Thin cast steel strip with reduced microcracking
KR101010971B1 (ko) * 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
WO2010110490A1 (ja) * 2009-03-25 2010-09-30 新日本製鐵株式会社 加工性及び焼入れ後の疲労特性に優れた電縫鋼管
JP5056876B2 (ja) * 2010-03-19 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 冷間加工性と焼入れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP6033796B2 (ja) * 2012-01-31 2016-11-30 日本発條株式会社 リング状ばねおよびその製造方法
BR112014028915B1 (pt) * 2012-05-25 2019-05-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Estabilizador oco, e tubo de aço para estabilizadores ocos e método de produção dos mesmos
EP2868882A4 (en) * 2012-05-31 2016-05-18 Ud Trucks Corp METHOD FOR IMPROVING THE DURABILITY OF AN EXHAUST GAS PIPE, AND EXHAUST GAS PURIFYING DEVICE
JP5821794B2 (ja) * 2012-07-18 2015-11-24 新日鐵住金株式会社 焼入れ鋼材およびその製造方法ならびに焼入れ用鋼材
CN102747280B (zh) * 2012-07-31 2014-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN102876969B (zh) * 2012-07-31 2015-03-04 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
IN2014DN10089A (zh) 2012-09-20 2015-08-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
KR101665819B1 (ko) * 2014-12-24 2016-10-13 주식회사 포스코 열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법
JP6764861B2 (ja) * 2015-06-30 2020-10-07 株式会社ブリヂストン 反力測定装置、劣化診断方法及び劣化診断装置
KR20200136722A (ko) * 2019-05-28 2020-12-08 현대자동차주식회사 차체 멤버 성형방법
WO2020239905A1 (de) * 2019-05-29 2020-12-03 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Bauteil, hergestellt durch umformen einer stahlblechplatine und verfahren zu seiner herstellung
CN110205557B (zh) * 2019-07-17 2020-08-18 贝斯山钢(山东)钢板有限公司 一种350-380hbw硬度级别厚规格高韧性耐磨钢板及制备方法
CN112962026B (zh) * 2021-01-31 2022-06-10 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种宽幅高耐磨汽车厢体钢及其制造方法
WO2023020931A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
CN115786810B (zh) * 2022-12-20 2024-04-05 南阳汉冶特钢有限公司 一种大厚度高耐候钢板q345gnhld的生产方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0774382B2 (ja) 1990-07-02 1995-08-09 新日本製鐵株式会社 高周波焼入により製造される車体補強電縫鋼管用熱延鋼材の製造方法
JP2811226B2 (ja) * 1990-07-02 1998-10-15 新日本製鐵株式会社 車体補強用鋼管
JP2605171B2 (ja) 1990-08-29 1997-04-30 住友金属工業株式会社 高靭性熱処理用電縫鋼管
JP2745848B2 (ja) 1991-03-25 1998-04-28 住友金属工業株式会社 疲労特性に優れた自動車用高強度電縫鋼管
JP3265591B2 (ja) 1991-08-12 2002-03-11 住友金属工業株式会社 溶接部靱性に優れた自動車用高強度電縫鋼管
JPH06264162A (ja) * 1993-03-16 1994-09-20 Leotec:Kk 分散強化型金属基複合材の製造方法
JP2957871B2 (ja) 1993-12-27 1999-10-06 三菱製鋼株式会社 冷間鍛造用鋼
JP3849625B2 (ja) 1995-06-09 2006-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 超高張力電縫鋼管の製造方法
JP3374659B2 (ja) 1995-06-09 2003-02-10 日本鋼管株式会社 超高張力電縫鋼管およびその製造方法
JP3111861B2 (ja) 1995-08-07 2000-11-27 日本鋼管株式会社 耐水素遅れ割れ特性に優れた高張力電縫鋼管の製造方法
JP3533844B2 (ja) * 1996-09-19 2004-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 液圧バルジ成形性に優れた電縫鋼管およびその製造方法
CN1088117C (zh) 1997-04-30 2002-07-24 川崎制铁株式会社 高延展性且高强度的钢材及其制造方法
JP2000248338A (ja) 1998-12-28 2000-09-12 Kobe Steel Ltd 焼入部の靱性に優れた高周波焼入用鋼板、高周波焼入強化部材およびその製造方法
JP2000248831A (ja) 1999-02-26 2000-09-12 Fuji Kiko Co Ltd パワーウインドレギュレータ
KR100514119B1 (ko) * 2000-02-28 2005-09-13 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성이 우수한 강관 및 그의 제조방법
CN1129675C (zh) * 2000-03-02 2003-12-03 住友金属工业株式会社 彩色显象管荫罩框、其所用的钢板和该钢板的制造方法及具有该荫罩框的彩色显象管
EP1462536B1 (en) * 2000-06-07 2007-02-14 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
AU5596301A (en) * 2000-08-09 2002-02-14 Alcatel Method and system for transmitting IP traffic in a radiocommunication system
JP4085583B2 (ja) 2001-02-27 2008-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
KR100545621B1 (ko) * 2001-03-07 2006-01-24 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 중공 스태빌라이저용 전봉 용접 강관
JP2002266022A (ja) * 2001-03-09 2002-09-18 Nippon Steel Corp 高靱性・高延性高張力鋼の製造方法
AU2002304255A1 (en) * 2001-06-06 2002-12-23 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same
JP4007050B2 (ja) 2002-04-26 2007-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と疲労特性に優れた高張力溶接鋼管およびその製造方法、ならびに溶接鋼管素材用鋼帯

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102176985A (zh) * 2008-10-08 2011-09-07 杰富意钢铁株式会社 化学转化处理性优良的高加工性高强度钢管及其制造方法
CN102176985B (zh) * 2008-10-08 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 化学转化处理用高加工性高强度钢管及其制造方法
CN101896293A (zh) * 2008-10-16 2010-11-24 现代Hysco株式会社 超高强度钢铁生坯制造方法
US10161023B2 (en) 2012-03-07 2018-12-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping, method for production thereof, and hot stamping steel material
CN104160050A (zh) * 2012-03-07 2014-11-19 新日铁住金株式会社 热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材
CN104160050B (zh) * 2012-03-07 2016-05-18 新日铁住金株式会社 热冲压用钢板及其制造方法和热冲压钢材
CN102864377A (zh) * 2012-09-10 2013-01-09 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种热轧带钢及其制造方法
CN102864377B (zh) * 2012-09-10 2015-05-20 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种热轧带钢及其制造方法
CN103710639B (zh) * 2013-12-20 2016-03-23 马钢(集团)控股有限公司 一种机车车辆钩尾框用钢
CN103710639A (zh) * 2013-12-20 2014-04-09 马钢(集团)控股有限公司 一种机车车辆钩尾框用钢
CN104711483A (zh) * 2015-03-31 2015-06-17 武汉钢铁(集团)公司 一种金相组织稳定的海洋工程用钢及生产方法
CN110117753A (zh) * 2015-07-09 2019-08-13 安赛乐米塔尔公司 用于压制硬化的钢和由这样的钢制造的压制硬化的部件
CN110117753B (zh) * 2015-07-09 2021-09-28 安赛乐米塔尔公司 用于压制硬化的钢和由这样的钢制造的压制硬化的部件
US11319610B2 (en) 2015-07-09 2022-05-03 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
US11814696B2 (en) 2015-07-09 2023-11-14 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
CN112962021A (zh) * 2021-01-25 2021-06-15 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
CN113549745A (zh) * 2021-07-27 2021-10-26 内蒙古工业大学 一种低成本第三代汽车钢加工工艺

Also Published As

Publication number Publication date
WO2005056856A1 (ja) 2005-06-23
EP1693476B1 (en) 2012-08-15
EP1693476A1 (en) 2006-08-23
US8747578B2 (en) 2014-06-10
JP4443910B2 (ja) 2010-03-31
CN100436629C (zh) 2008-11-26
US20070144632A1 (en) 2007-06-28
CA2548560A1 (en) 2005-06-23
CA2548560C (en) 2012-06-26
JP2005171337A (ja) 2005-06-30
EP1693476A4 (en) 2009-07-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1890394A (zh) 汽车构造部件用钢材及其制造方法
CN1098936C (zh) 镀层附着性能及压力成形性能优异的高强度镀锌钢板、高强度合金化镀锌钢板及其制造工艺
CN100343407C (zh) 强度－延展性平衡以及可焊性优异的厚钢板及其制造方法
CN1147611C (zh) 烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板、热轧钢板和它们的制造方法
CN1124358C (zh) 加工性及锌可镀性均优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN1147610C (zh) 延性和应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1088117C (zh) 高延展性且高强度的钢材及其制造方法
KR101923327B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN110678569A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN101035921A (zh) 延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法
CN1648277A (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
CN113840934B (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
CN1856589A (zh) 加工用热轧钢板及其制造方法
CN1788099A (zh) 成形性优良的高强度钢板及其制造方法
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
KR20190078327A (ko) 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
JP6777262B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN1395623A (zh) 高抗拉强度热浸镀钢板及其制造方法
CN115151669B (zh) 热冲压成形体
CN110199045B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN1668768A (zh) 马氏体不锈钢无缝管及其制造方法
CN112955575B (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
CN1040776C (zh) 加工性优良的冷轧钢板及其生产方法
JP5189959B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20081126

Termination date: 20201209

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee