KR102495857B1 - Hot-stamped axle housing steel rated at 800 MPa and its manufacturing method - Google Patents
Hot-stamped axle housing steel rated at 800 MPa and its manufacturing method Download PDFInfo
- Publication number
- KR102495857B1 KR102495857B1 KR1020217008010A KR20217008010A KR102495857B1 KR 102495857 B1 KR102495857 B1 KR 102495857B1 KR 1020217008010 A KR1020217008010 A KR 1020217008010A KR 20217008010 A KR20217008010 A KR 20217008010A KR 102495857 B1 KR102495857 B1 KR 102495857B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- axle housing
- housing steel
- steel
- hot stamped
- mpa
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
- B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
- B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21D53/00—Making other particular articles
- B21D53/88—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards
- B21D53/90—Making other particular articles other parts for vehicles, e.g. cowlings, mudguards axle-housings
-
- 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
- C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- 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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
- C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- 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
- 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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following 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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Abstract
800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸로서, 질량 백분율로 다음과 같은 화학 원소로 구성된다: C: 0.15-0.21%; Si: 0.30-0.80%; Mn: 1.75-2.10%; Nb: 0.015-0.040%; Ti: 0.020-0.060%; B: 0.0015-0.0030%; Al: 0.005-0.015%; Ca: 0.0004-0.001%; N: 0.001-0.004%; 및 나머지는 Fe와 불가피한 불순물. 또한, (1) 제련(smelting) 및 주조(casting); (2) 가열(heating); (3) 압연(rolling): 압연의 마지막 패스(pass)에서 감소율을 15% 이상으로 제어하고 최종 압연 온도를 820-900℃로 제어; 및 (4) 냉각(cooling): 압연 후 2 단계 냉각을 수행;하는 단계를 포함하는 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸을 제조하는 방법도 제공된다. Hot stamped axle housing steel rated at 800 MPa, composed of the following chemical elements in mass percentage: C: 0.15-0.21%; Si: 0.30-0.80%; Mn: 1.75-2.10%; Nb: 0.015-0.040%; Ti: 0.020-0.060%; B: 0.0015-0.0030%; Al: 0.005-0.015%; Ca: 0.0004-0.001%; N: 0.001-0.004%; and the remainder Fe and unavoidable impurities. (1) smelting and casting; (2) heating; (3) rolling: control the reduction rate to 15% or more in the last pass of rolling and control the final rolling temperature to 820-900°C; and (4) cooling: performing two-step cooling after rolling; a method for manufacturing 800 MPa grade hot stamped axle housing steel is also provided.
Description
본 발명은 스틸 등급(steel grade) 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸(hot-stamped axle housing steel) 및 그 제조 방법에 관한 것이다.[0001] The present invention relates to steel grades and methods of manufacturing the same, and more particularly to 800 MPa grade hot-stamped axle housing steel and methods of manufacturing the same.
자동차의 주요 하중지지 부품(load-bearing part)인 액슬 하우징은 안전에 대한 높은 요구 사항을 가지고 있으며 부품의 피로(fatigue) 성능에 대한 엄격한 요구 사항을 충족해야 한다. 즉, 액슬 하우징 스틸의 경우 안정적인 성능, 저온 내 충격성, 우수한 용접성, 및 분리(segregation)와 포함(inclusion)에 대한 엄격한 제어가 요구된다.The axle housing, which is a major load-bearing part of an automobile, has high requirements for safety and must meet strict requirements for the fatigue performance of the part. That is, in the case of axle housing steel, stable performance, low-temperature impact resistance, excellent weldability, and strict control of segregation and inclusion are required.
현재 중국의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 주로 16Mn, Q345C, Q420C, Q460C 및 기타 일반적인 C-Mn 구조용 스틸이다. 핫 스탬핑 후 이러한 C-Mn 스틸의 강도는 더욱 감소한다. 예를 들어, 핫 스탬핑 후 Q460C의 항복 강도(yield strength)는 약 400 MPa로 감소하였다.At present, China's hot stamped axle housing steel is mainly 16Mn, Q345C, Q420C, Q460C and other common C-Mn structural steel. After hot stamping, the strength of these C-Mn steels further decreases. For example, the yield strength of Q460C after hot stamping decreased to about 400 MPa.
공개번호 CN 104213019 A, 공개일자 2014년 12월 17일, 명칭이 "600 MPa 등급의 자동차 액슬 하우징 스틸 및 그 제조 방법"인 중국 특허 문헌에 600 MPa 등급의 자동차 액슬 하우징 스틸 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌에 공개된 기술적 솔루션에서, 자동차 액슬 하우징 용 600 MPa 등급의 열간 압연 스트립 스틸(hot rolled strip steel)은 V 및 N 원소의 함량을 제어하고 동시에 압연 및 냉각을 제어함으로써 최종적으로 수득하였다.Publication No. CN 104213019 A, published on December 17, 2014, Chinese patent document titled "600 MPa Grade Automotive Axle Housing Steel and Method for Manufacturing The Same" discloses a 600 MPa grade automobile axle housing steel and a method for manufacturing the same. has been In a technical solution disclosed in the patent literature, a 600 MPa grade hot rolled strip steel for automotive axle housings was finally obtained by controlling the contents of V and N elements and simultaneously controlling rolling and cooling.
공개번호 CN 103422020 A, 공개일자 2013년 12월 4일, 명칭이 "펀칭 용접 액슬 하우징용 강판 및 그 제조 방법"인 중국 특허 문헌에 펀칭 용접 액슬 하우징용 강판(steel plate) 및 그 제조 방법이 개시되어 있다. 특허 문헌에 공개된 기술적 솔루션에서, Nb 및 V 과 같은 원소를 첨가하여 핫 스탬핑 후 강판의 강도를 향상시키고, Ti 및 Al 과 같은 원소를 종합적으로 제어하여 핫 스탬핑 후 강판의 저온 인성(low-temperature toughness) 및 피로 성능(fatigue performance)을 향상시켰으며, 마침내 600 MPa 등급의 강판을 수득하였다.Publication No. CN 103422020 A, published on December 4, 2013, Chinese patent document titled "Steel plate for punched welded axle housing and manufacturing method thereof" discloses a steel plate for punched welded axle housing and a manufacturing method therefor. has been In the technical solution disclosed in the patent literature, the strength of the steel sheet after hot stamping is improved by adding elements such as Nb and V, and the low-temperature toughness of the steel sheet after hot stamping is improved by comprehensively controlling the elements such as Ti and Al. toughness and fatigue performance were improved, and finally a 600 MPa grade steel sheet was obtained.
이를 고려하여 800 MPa 등급의 강도와 우수한 가소성 및 피로 특성을 가진 고강도 액슬 하우징 스틸을 수득하는 것이 바람직하고, 따라서 자동차 액슬 하우징 제조에 더 적합하다.In view of this, it is desirable to obtain a high-strength axle housing steel having a strength of 800 MPa and excellent plasticity and fatigue properties, and is therefore more suitable for manufacturing automobile axle housings.
본 발명의 목적은 800 MPa의 강도 수준에 도달할 수 있는 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸을 제공하는 것이다. 한편, 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 우수한 가소성(plasticity)과 피로 특성(fatigue properties)을 가지고 있어 액슬 하우징 제조에 적합하다.It is an object of the present invention to provide an 800 MPa rated hot stamped axle housing steel capable of reaching a strength level of 800 MPa. On the other hand, 800 MPa grade hot stamped axle housing steel has excellent plasticity and fatigue properties, making it suitable for manufacturing axle housings.
상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명은, 질량 퍼센트로 다음과 같은 화학 원소로 구성된 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸을 제공한다:To achieve the above object, the present invention provides an 800 MPa grade hot stamped axle housing steel composed of the following chemical elements in mass percent:
C: 0.15-0.21%, Si: 0.30-0.80%, Mn: 1.75-2.10%, Nb: 0.015-0.040%, Ti: 0.020-0.060%, B: 0.0015-0.0030%, Al: 0.005-0.015%, Ca: 0.0004-0.001%, N: 0.001-0.004%, 및 나머지는 Fe와 불가피한 불순물.C: 0.15-0.21%, Si: 0.30-0.80%, Mn: 1.75-2.10%, Nb: 0.015-0.040%, Ti: 0.020-0.060%, B: 0.0015-0.0030%, Al: 0.005-0.015%, Ca : 0.0004-0.001%, N: 0.001-0.004%, and the remainder Fe and unavoidable impurities.
본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 각 화학 원소에 대한 설계 원리는 다음과 같다:The design principle for each chemical element of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention is as follows:
탄소(C): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 탄소는 고용체 강화 효과(solid solution strengthening effect)를 갖는다. C의 첨가는 낮은 베이나이트의 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, C는 액슬 하우징의 핫 스탬핑 및 공냉 공정에서 Fe와 반응하여 분산된 Fe3C를 형성하여 핫 스탬핑 후 강판의 강도를 향상시킨다. 그러나, C의 질량 퍼센트가 너무 높으면 강판의 용접성에 도움이 되지 않는다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 C의 질량 퍼센트를 0.15-0.21%로 조절하였다.Carbon (C): In the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, carbon has a solid solution strengthening effect. The addition of C can enhance the strength of low bainite. In addition, C reacts with Fe during the hot stamping and air cooling processes of the axle housing to form dispersed Fe 3 C to improve the strength of the steel sheet after hot stamping. However, if the mass percentage of C is too high, the weldability of the steel sheet is not conducive. Therefore, the mass percentage of C in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.15-0.21%.
실리콘(Si): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 Si는 고온에서 시멘타이트(cementite)의 침전을 억제하므로 낮은 베이나이트 형성에 도움이 된다. 동시에 Si는 강판에 미세한 시멘타이트 입자를 형성할 수 있으므로 하부 베이나이트의 강도를 향상시킨다. 그러나, 과도한 Si 함량은 강판의 용접성에 도움이 되지 않는다. 따라서, 본 발명의 기술적 솔루션에서는 Si의 질량 퍼센트를 0.30-0.80%로 조절하였다.Silicon (Si): In the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, Si inhibits the precipitation of cementite at high temperatures and thus helps to form low bainite. At the same time, Si can form fine cementite particles in the steel sheet, thereby improving the strength of the lower bainite. However, an excessive Si content is not conducive to the weldability of the steel sheet. Therefore, in the technical solution of the present invention, the mass percentage of Si was adjusted to 0.30-0.80%.
망간(Mn): 본 발명의 기술적 솔루션에서, 일정량의 Mn 원소의 첨가는 낮은 베이나이트의 형성을 촉진한다. 또한, Mn은 하부 베이나이트 구조에 일정한 고용체 강화 효과를 가지고 있다. 게다가, Mn 원소 첨가는 강판의 핫 스탬핑시 미세한 페라이트 또는 베이나이트 형성에 유리하여 핫 스탬핑 후 강판의 강도를 향상시킨다. 그러나, 과도한 Mn 함량은 강판의 용접성에 도움이 되지 않는다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 Mn의 질량 퍼센트는 1.75-2.10%이다.Manganese (Mn): In the technical solution of the present invention, the addition of a certain amount of Mn element promotes the formation of low bainite. In addition, Mn has a certain solid solution strengthening effect on the lower bainitic structure. Besides, the addition of Mn element is advantageous for the formation of fine ferrite or bainite during hot stamping of steel sheet, thereby improving the strength of steel sheet after hot stamping. However, an excessive Mn content is not conducive to the weldability of the steel sheet. Thus, the mass percentage of Mn in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention is 1.75-2.10%.
니오븀(Nb): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 경우, 강판에서 미량의 Nb는 제어된 압연 및 냉각 공정동안 C와 반응하여 미세한 NbC 입자를 형성하고, 이는 강판 구조의 개선에 도움이 되며 강판의 강도(strength), 가소성(plasticity) 및 인성(toughness)을 향상시킨다. 또한, NbC는 하부 베이나이트 구조에 침전되어 강력한 침전 강화 효과를 낼 수 있다. 게다가, 핫 스탬핑의 가열 단계에서 NbC는 오스테나이트(austenite) 입자를 정제하고 핫 스탬핑 후 액슬 하우징 강판의 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나, Nb 함량이 너무 높으면 NbC 입자가 커져 오스테나이트 입자 성장에 대한 억제 효과가 약해진다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 Nb의 질량 퍼센트를 0.015-0.040%로 조절하였다. Niobium (Nb): In the case of 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, a small amount of Nb in the steel sheet reacts with C during the controlled rolling and cooling process to form fine NbC particles, which improve the steel sheet structure. It helps to improve the strength, plasticity and toughness of steel sheet. In addition, NbC can precipitate in the underlying bainite structure, resulting in a strong precipitation strengthening effect. Besides, in the heating step of hot stamping, NbC can refine the austenite grains and improve the strength of the axle housing steel sheet after hot stamping. However, if the Nb content is too high, the NbC grains become large and the inhibitory effect on austenite grain growth is weakened. Therefore, the mass percentage of Nb in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.015-0.040%.
티타늄(Ti): 본 발명의 기술적 솔루션에서, Ti 원소는 강판 압연 후 오스테나이트에서 페라이트로 상변화하는 동안 수 나노미터 내지 수십 나노미터의 직경을 갖는 TiC 입자를 형성하기 위해 C와 반응하여 특히 680-730℃ 범위에서 침전 강화 효과를 생성하면 더 미세한 인터페이스 침전물이 생성될 수 있다. 또한, 핫 스탬핑의 가열 단계에서 TiC 미립자는 오스테나이트 알갱이의 성장을 억제하여 핫 스탬핑 후 구조를 개선하고 핫 스탬핑 후 액슬 하우징 강판의 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나, Ti의 함량이 너무 높으면 Ti가 N과 반응하여 미크론 크기의 큰 입방형 TiN 입자를 형성할 가능성이 높아 강판의 인성 및 피로 특성이 저하된다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 Ti의 질량 퍼센트를 0.020-0.060%로 조절하였다.Titanium (Ti): In the technical solution of the present invention, Ti element reacts with C to form TiC particles with a diameter of several nanometers to several tens of nanometers during the phase change from austenite to ferrite after steel sheet rolling, especially 680 Creating a precipitation strengthening effect in the -730 °C range may result in finer interface precipitates. In addition, in the heating step of hot stamping, the TiC particles can suppress the growth of austenite grains to improve the structure after hot stamping and improve the strength of the axle housing steel sheet after hot stamping. However, if the content of Ti is too high, there is a high possibility that Ti reacts with N to form micron-sized cubic TiN particles, and the toughness and fatigue properties of the steel sheet deteriorate. Therefore, the mass percentage of Ti in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.020-0.060%.
붕소(B): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서, 미량의 B는 베이나이트 형성을 촉진할 수 있다. 그러나, B 원소의 함량이 너무 높으면“붕소 취성(boron brittleness)”문제가 발생하여 강판의 충격 인성이 저하 될 가능성이 있다. 또한, 액슬 하우징의 핫 스탬핑 단계에서 미량의 B 원소가 미세 베이나이트 형성을 촉진하고 강판의 강도를 향상시킨다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 B의 질량 퍼센트를 0.0015-0.0030%로 조절하였다.Boron (B): In the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, trace amounts of B can promote bainite formation. However, if the content of element B is too high, there is a possibility that the impact toughness of the steel sheet may be lowered due to the occurrence of a problem of “boron brittleness”. In addition, in the hot stamping step of the axle housing, a small amount of element B promotes the formation of fine bainite and improves the strength of the steel sheet. Therefore, the mass percentage of B of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.0015-0.0030%.
알루미늄(Al): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에는 중요한 탈산제(deoxidizer)인 Al이 일반적으로 0.02% 이상 첨가된다. 그러나, 액슬 하우징 스틸의 피로 성능에 대한 엄격한 요구 사항을 고려할 때, Al 산화물 체인과 같은 개재물을 제어해야 한다. 따라서, Al의 함량은 낮은 범위 내에서 관리해야 한다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 Al의 질량 퍼센트를 0.005-0.015%로 조절하였다.Aluminum (Al): In the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, Al, an important deoxidizer, is generally added in an amount of 0.02% or more. However, given the stringent requirements for the fatigue performance of axle housing steel, inclusions such as Al oxide chains must be controlled. Therefore, the content of Al must be managed within a low range. Therefore, the mass percentage of Al in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.005-0.015%.
칼슘(Ca): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 미량의 Ca 원소는 스틸의 제련 과정에서 정화제(purifying agent) 역할을 하고, 스틸의 인성 및 피로 성능을 향상시킨다. 또한, Ca 처리는 MnS 개재물의 모양을 개선하고 길쭉한 MnS 개재물의 형성을 방지할 수 있다. 그러나 Ca 함량이 0.001%를 초과하면 크기가 큰 Ca 화합물이 형성될 가능성이 높아 스틸의 인성 및 피로 특성이 저하된다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 Ca의 질량 퍼센트를 0.0004-0.001%로 조절하였다.Calcium (Ca): In the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, a small amount of Ca element serves as a purifying agent in the steel smelting process and improves the toughness and fatigue performance of the steel. In addition, Ca treatment can improve the shape of MnS inclusions and prevent the formation of elongated MnS inclusions. However, when the Ca content exceeds 0.001%, the possibility of forming large Ca compounds is high, and the toughness and fatigue properties of the steel deteriorate. Therefore, the mass percentage of Ca in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.0004-0.001%.
질소(N): 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 경우 N 원소는 좁은 범위 내에서 제어되어야 한다. N 원소의 미량은 Ti와 반응하여 TiN 입자를 형성 할 수 있으며, 이는 용접 및 핫 스탬핑 중에 오스테 나이트 입자의 성장을 효과적으로 억제하고 용접 열 영향 영역의 구조와 핫 스탬핑 후 구조를 개선하며 강도를 향상시킨다. -열 영향 부 및 핫 스탬프 강판의 온도 인성 및 피로 특성. 그러나 N 함량이 너무 높으면 형성된 TiN 입자가 너무 커서 강판의 저온 인성 및 피로 특성이 저하된다. 따라서 본 발명에 따른 800 MPa 급 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 N의 질량 퍼센트를 0.001-0.004%로 조절하였다.Nitrogen (N): For the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, the N element must be controlled within a narrow range. A trace amount of N element can react with Ti to form TiN grains, which can effectively inhibit the growth of austenite grains during welding and hot stamping, improve the structure of the weld heat affected zone and the structure after hot stamping, and improve the strength . -Temperature toughness and fatigue properties of heat-affected zone and hot-stamped steel sheet. However, when the N content is too high, the formed TiN particles are too large, and the low-temperature toughness and fatigue properties of the steel sheet deteriorate. Therefore, the mass percentage of N in the 800 MPa class hot stamped axle housing steel according to the present invention was adjusted to 0.001-0.004%.
본 발명의 기술적 솔루션에서 불가피한 불순물 원소는 P, S 및 O를 포함하며, 이는 스틸에서 불가피한 유해 불순물 원소이며 스틸의 성능에 도움이 되지 않는다는 점에서 유의해야 한다. 예를 들어, 불순물 원소 P(인)는 "저온 취성" 문제를 일으킬 가능성이 있다. S(황)는 Mn과 반응하여 MnS 개재물을 생성할 가능성이 있으며, 이는 스틸의 피로 성능에 도움이 되지 않는다. O(산소)는 Al과 반응하여 스틸의 피로 성능에 도움이 되지 않는 Al3O 사슬형 개재물을 생성할 가능성이 있다. 따라서, 스틸의 P, S 및 O의 함량은 가능한 한 낮은 것이 바람직하다. 그러나, 제련 비용을 고려할 때 상기 불가피한 불순물 원소의 질량 퍼센트를 일정한 범위 내에서 관리되어야 한다. 불가피한 불순물 원소가 적절한 범위에 있으면 불가피한 불순물 원소의 유해한 영향을 스틸의 성능에 크게 영향을 미치지 않는 최저 수준으로 줄일 수 있다.It should be noted that the unavoidable impurity elements in the technical solution of the present invention include P, S and O, which are unavoidable harmful impurity elements in the steel and are not conducive to the performance of the steel. For example, the impurity element P (phosphorus) has the potential to cause the "cold brittleness" problem. S (sulfur) has the potential to react with Mn to form MnS inclusions, which are not conducive to the fatigue performance of steel. O (oxygen) reacts with Al and has the potential to create Al 3 O chain-like inclusions that are not conducive to the fatigue performance of steel. Therefore, it is desirable that the content of P, S and O in the steel be as low as possible. However, considering the smelting cost, the mass percentage of the inevitable impurity element must be managed within a certain range. If the unavoidable impurity elements are in an appropriate range, the detrimental effects of the unavoidable impurity elements can be reduced to the lowest level that does not significantly affect the performance of the steel.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 불가피한 불순물은 P≤0.015%, S≤0.0020% 및 O≤0.003% 중 하나 이상을 충족한다. In addition, unavoidable impurities in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention satisfy at least one of P≤0.015%, S≤0.0020% and O≤0.003%.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 Ti 및 N 원소는 Ti/N≥5를 충족하는데, 이는 Ti/N을 5 이상으로 조절함으로써 충분한 Ti 원소가 TiC 침전 강화를 형성하기 위해 C와 반응하도록 남아있을 수 있다.In addition, in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, Ti and N elements satisfy Ti/N≥5, which is sufficient to form TiC precipitation reinforcement by adjusting Ti/N to 5 or more. can remain to react with C.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 미세구조(microstructure)는 페라이트(ferrite) 및 하부 베이나이트(lower bainite)이고, 하부 베이나이트 라스(lath)의 평균 폭이 500 nm 이하이며, 상기 페라이트의 위상 비율(phase ratio)은 5-10%이다. In addition, the microstructure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention is ferrite and lower bainite, and the average width of the lower bainite lath is 500 nm or less , and the phase ratio of the ferrite is 5-10%.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 하부 베이나이트 라스(lath)의 평균 폭이 400 nm 이하이다. In addition, in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, the average width of the lower bainite lath is 400 nm or less.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 페라이트에 나노 사이즈의 TiC 간상 석출물(interphase precipitate)이 형성되고, 페라이트 내 TiC 간상 석출물의 70% 이상이 30 nm 이하의 입자 직경을 갖는다. 본 발명에서는 침전물의 입자가 미세할수록 침전 강화 효과가 더 좋다.In addition, in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, nano-sized TiC interphase precipitates are formed in ferrite, and more than 70% of the TiC interphase precipitates in ferrite have a particle diameter of 30 nm or less. . In the present invention, the finer the particles of the precipitate, the better the precipitate strengthening effect.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 항복 강도(yield strength)가 800 MPa 이상, 인장 강도(tensile strength)가 900 MPa 이상, 연신율 A50이 22% 이상, 및 -20℃에서 충격 작업(impact work)이 60J 이상이다. In addition, the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention has a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 900 MPa or more, an elongation A 50 of 22% or more, and -20 ° C The impact work in is more than 60J.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 각각의 비금속 개재물(inclusions)은 1.0 이하의 등급을 가지고, 모든 비금속 개재물의 총 등급은 3.0 이하로 제어되며, 액슬 하우징 스틸은 길쭉한 개재물(elongated inclusions)이 없다. In addition, in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, each non-metallic inclusion has a grade of 1.0 or less, the total grade of all non-metallic inclusions is controlled to 3.0 or less, and the axle housing steel has an elongated inclusion There are no elongated inclusions.
상기 실시예에서 액슬 하우징 스틸의 피로 성능에 대한 요구 사항을 고려하여 비금속 개재물의 등급은 1.0 이하로 제어되고, 모든 비금속 개재물의 총 등급은 3.0 이하로 제어된다. 한편, 길쭉한 개재물의 형성은 억제되어 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 성능을 향상시킨다. In the above embodiment, considering the requirements for the fatigue performance of axle housing steel, the grade of non-metallic inclusions is controlled to be 1.0 or less, and the total grade of all non-metallic inclusions is controlled to be 3.0 or less. On the other hand, the formation of elongated inclusions is suppressed to improve the performance of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention.
따라서, 본 발명의 또 다른 목적은 상술한 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 제조 방법을 제공하는 것이다. 제조 방법으로 얻은 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 800 MPa의 강도에 도달할 수 있고, 가소성 및 피로 특성이 우수하여 자동차 액슬 하우징 제조에 적합하다.Accordingly, another object of the present invention is to provide a manufacturing method of the aforementioned 800 MPa grade hot stamped axle housing steel. The 800 MPa grade hot stamped axle housing steel obtained by the manufacturing method can reach a strength of 800 MPa and has excellent plasticity and fatigue properties, making it suitable for automobile axle housing manufacturing.
상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명은 다음 단계를 포함하는, 상기 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 제조 방법을 제공한다:In order to achieve the above object, the present invention provides a manufacturing method of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel, comprising the following steps:
(1) 제련(smelting) 및 주조(casting);(1) smelting and casting;
(2) 가열(heating);(2) heating;
(3) 압연(rolling): 압연의 마지막 패스(pass)에서 감소율을 15 % 이상으로 제어하고 최종 압연 온도를 820-900℃로 제어; 및 (3) Rolling: control the reduction rate to 15% or more in the last pass of rolling and control the final rolling temperature to 820-900°C; and
(4) 냉각(cooling): 압연 후 2 단계 냉각을 수행: 먼저 강판(steel plate)을 80-200 ℃/s 속도로 680-730℃로 냉각하고, 자연적으로 5-7초 동안 공냉(air cooling)한 다음, 강판을 30-70 ℃/s 속도로 360-450℃로 냉각하고, 강판을 상온으로 감거나(coiling) 자연적으로 공냉한다.(4) Cooling: Two-step cooling is performed after rolling: first, the steel plate is cooled to 680-730 ° C at a rate of 80-200 ° C / s, and naturally air cooled for 5-7 seconds ), then the steel sheet is cooled to 360-450°C at a rate of 30-70°C/s, and the steel sheet is coiled to room temperature or cooled naturally in air.
본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 제조 방법에 의해 360-450℃ 중간 온도 범위에서 코일링(coiling)과 함께 분할 냉각 제어를 통해 소량의 페라이트 및 하부 베이나이트 구조를 수득할 수 있다. 하부 베이나이트 라스의 평균 폭은 500 nm 이하이다. 따라서, 최종적으로 수득한 강판은 항복 강도 800 MPa 이상, 인장 강도 900 MPa 이상, 연신율 A50이 22% 이상, -20℃에서 충격 작업(impact work)이 60J 이상이다. According to the manufacturing method of 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, a small amount of ferrite and lower bainite structures can be obtained through coiling and split cooling control in the intermediate temperature range of 360-450 ° C. there is. The average width of the lower bainite lath is 500 nm or less. Therefore, the finally obtained steel sheet has a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 900 MPa or more, an elongation A 50 of 22% or more, and an impact work of 60 J or more at -20°C.
상기 제조 방법은 (3) 단계에서 오스테나이트를 허용하기 위해 최종 압연 패스의 감소율을 15% 이상으로 제어하고 최종 압연 온도를 820-900℃로 제어한다. 오스테나이트에서 베이나이트로의 상변화 전에 충분한 변형을 축적하여 미세 베이나이트 구조의 형성을 촉진한다. 압연 온도가 너무 낮으면 페라이트의 고온 상변화가 발생하여 스틸의 강도가 저하되고, 압연 온도가 너무 높으면 오스테나이트에 축적된 변형이 회복되어 상변화 후 구조의 미세화에 도움이 되지 않는다.In the manufacturing method, in step (3), the reduction rate of the final rolling pass is controlled to 15% or more and the final rolling temperature is controlled to 820-900 ° C. to allow austenite. It promotes the formation of a fine bainite structure by accumulating sufficient strain before the phase change from austenite to bainite. If the rolling temperature is too low, a high-temperature phase change of ferrite occurs and the strength of the steel is lowered. If the rolling temperature is too high, the strain accumulated in austenite is recovered, which is not helpful in refining the structure after the phase change.
또한, (4) 단계에서, 강판을 페라이트 형성 온도 범위까지 신속하게 냉각시키기 위해 강판을 80-200 ℃/s 속도로 680-730℃로 먼저 냉각시킨다. 그런 다음 강판을 5-7 초 동안 자연적으로 공냉하여 5-10%의 위상 비율로 페라이트를 형성한다. 680-730℃의 고온에서 미세한 TiC 입자 인터페이스 침전은 오스테나이트에서 페라이트로의 상변화 동안 발생한다. 그런 다음 강판을 30-70 ℃/s 속도로 360-450℃의 낮은 온도로 빠르게 냉각한 다음 코일을 감거나 실온으로 자연 공냉한다. 위의 단계에서 급속 냉각은 페라이트의 연속적인 상변화를 억제하는 것이며, 강판이 360-450℃로 냉각된 후 코일을 감거나 자연 공냉은 미세한 하부 베이나이트 구조를 형성하는 것이다. 게다가, 더 낮은 온도에서의 보온은 침전물 입자의 지속적인 성장을 억제할 수 있다.Further, in step (4), the steel sheet is first cooled to 680-730°C at a rate of 80-200°C/s to quickly cool the steel sheet to the ferrite formation temperature range. Then, the steel sheet is naturally air-cooled for 5-7 seconds to form ferrite with a phase ratio of 5-10%. At high temperatures of 680-730 °C, fine TiC grain interface precipitation occurs during the phase change from austenite to ferrite. Then, the steel sheet is rapidly cooled to a low temperature of 360-450°C at a rate of 30-70°C/s, and then coiled or cooled naturally to room temperature. In the above step, the rapid cooling suppresses the continuous phase change of ferrite, and after the steel sheet is cooled to 360-450 ° C, coil winding or natural air cooling forms a fine lower bainite structure. In addition, keeping warm at lower temperatures can inhibit continued growth of sediment particles.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 제조 방법에 있어서, 상기 (2) 단계에서는 1180-1270℃ 범위 내의 미리 결정된 온도의 퍼니스(furnace)에서 주조 블랭크(casting blank)를 가열하고, 주조 블랭크의 코어가 미리 결정된 온도에 도달한 다음, 1.5 시간 이상 동안 미리 결정된 온도에서 주조 블랭크를 유지한다. In addition, in the manufacturing method of 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, in step (2), the casting blank is heated in a furnace at a predetermined temperature in the range of 1180-1270 ° C. and after the core of the cast blank has reached the predetermined temperature, the cast blank is maintained at the predetermined temperature for at least 1.5 hours.
상기 실시예에서, 주조 블랭크는 1180-1270℃ 범위 내의 미리 결정된 온도의 퍼니스에서 가열되고, 합금 원소의 완전한 고용체를 보장하기 위해 주조 블랭크의 코어가 미리 결정된 온도에 도달한 다음, 1.5 시간 이상 동안 유지된다. 주조 블랭크를 가열하는 퍼니스는 예열(preheating), 가열(heating) 및 담금(soaking)의 세 단계로 구성된다. 주조 블랭크의 코어가 미리 정해진 온도에 도달했는지 여부는 가열로 공급 업체에서 제공한 계산 모델에 따라 결정된다. 계산 모델은 목표 온도에 도달하기 위해 예열, 가열 및 담금의 3 단계에서 주조 블랭크에 필요한 시간을 계산할 수 있다. 계산 모델은 개발 초기 단계에서 열전대(thermocouple)에 의해 검증된다. 가열 온도가 1270℃를 초과하면 오스테나이트 입자가 과도하게 성장하여 입계(intergranular) 결합력이 약해져 압연 중 균열이 쉽게 발생한다. 또한 가열 온도가 1270℃를 초과하면 스틸 블랭크 표면에 탈탄(decarburization)이 발생하여 최종 강재의 기계적 물성에 악영향을 미칠 가능성이 있다.In the above embodiment, the cast blank is heated in a furnace at a predetermined temperature within the range of 1180-1270 ° C, and the core of the cast blank reaches the predetermined temperature to ensure complete solid solution of the alloying elements, and then held for at least 1.5 hours. do. The furnace for heating the casting blank consists of three stages: preheating, heating and soaking. Whether or not the core of the cast blank has reached a predetermined temperature is determined by a calculation model provided by the furnace supplier. The calculation model can calculate the time required for the cast blank in the three stages of preheating, heating and soaking to reach the target temperature. The computational model is verified by thermocouples at an early stage of development. When the heating temperature exceeds 1270 ° C., austenite grains grow excessively, and intergranular bonding strength is weakened, and cracks easily occur during rolling. In addition, when the heating temperature exceeds 1270 ° C., decarburization may occur on the surface of the steel blank, which may adversely affect the mechanical properties of the final steel.
본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸 및 그 제조 방법의 장점과 효과는 다음과 같다.Advantages and effects of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel and its manufacturing method according to the present invention are as follows.
본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 강도, 충격, 피로, 용접 및 기타 측면에서 우수한 성능을 갖는다. 합리적이고 최적화된 합금 설계를 통해 피로에 영향을 미치는 내포물을 제어한다. 예를 들어, 중간 온도 범위에서 제어된 압연, 분할 냉각 및 코일링 또는 실온으로의 자연 공기 냉각에 의해 원하는 페라이트 및 하부 베이나이트 구조가 얻어지고, 나노 크기의 침전물 입자가 페라이트에 형성된다. 따라서, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 800 MPa 급의 항복 강도를 가질뿐만 아니라 가소성이 높고(즉, 연신율 A50≥22%), 저온 충격 및 용접 특성이 우수하다. The 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention has excellent performance in strength, impact, fatigue, welding and other aspects. Through rational and optimized alloy design, inclusions affecting fatigue are controlled. For example, the desired ferrite and lower bainite structures are obtained by controlled rolling, split cooling and coiling in an intermediate temperature range or natural air cooling to room temperature, and nano-sized precipitate particles are formed in the ferrite. Therefore, the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention not only has a yield strength of 800 MPa grade, but also has high plasticity (i.e., elongation A 50 ≥ 22%), and excellent low-temperature impact and welding properties.
또한, 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서는 강판의 피로 성능에 영향을 미칠 수 있는 성분 및 개재물을 특별히 제어하여 강판의 피로 성능을 향상시킨다. 액슬 하우징의 핫 스탬핑 공정에서 오스테나이트의 성장을 억제하고 최종 구조를 개선하여 핫 스탬핑 후 고강도의 강판을 얻을 수 있다.In addition, in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention, the fatigue performance of the steel sheet is improved by specifically controlling components and inclusions that may affect the fatigue performance of the steel sheet. In the hot stamping process of the axle housing, a high-strength steel sheet can be obtained after hot stamping by suppressing the growth of austenite and improving the final structure.
또한, 본 발명의 기술적 솔루션에서는 Ti, B 및 기타 원소의 함량을 제어하고 제어된 압연 및 제어된 냉각과 조합하여 소량의 페라이트 및 하부 베이나이트 구조를 얻어 강판의 가소성 및 피로 성능을 향상시킨다. 따라서, 본 발명에 따른 액슬 하우징 스틸은 차량 액슬 하우징 제조에 매우 적합하다.In addition, in the technical solution of the present invention, the contents of Ti, B and other elements are controlled and combined with controlled rolling and controlled cooling to obtain a small amount of ferrite and lower bainitic structure, thereby improving the plasticity and fatigue performance of the steel sheet. Therefore, the axle housing steel according to the invention is very suitable for manufacturing vehicle axle housings.
도 1은 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 금속조직 구조(metallographic structure)를 나타낸 것이다.
도 2는 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 금속조직 구조(metallographic structure)를 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 스캔된 금속조직 구조(metallographic structure)를 나타낸 것이다.
도 4은 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 스캔된 금속조직 구조(metallographic structure)를 나타낸 것이다.
도 5는 실시예 1의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물(typical inclusions)의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다.
도 6은 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물(typical inclusions)의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다.
도 7은 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물(typical inclusions)의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다.
도 8은 실시예 4의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물(typical inclusions)의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다.Figure 1 shows the metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 2.
Figure 2 shows the metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 3.
FIG. 3 shows the scanned metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 2. FIG.
4 shows a scanned metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 3.
Figure 5 schematically illustrates the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 1.
Figure 6 schematically illustrates the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 2.
Figure 7 schematically shows the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 3.
Figure 8 schematically illustrates the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 4.
본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸 및 그 제조 방법은 도면과 구체적인 실시예를 참조하여 아래에서 더 설명하고 예시한다. 그러나, 설명 및 예시는 본 발명의 기술적 솔루션을 지나치게 제한하지 않는다.The 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention and its manufacturing method are further described and illustrated below with reference to the drawings and specific embodiments. However, the description and examples do not overly limit the technical solutions of the present invention.
실시예 1-6 Example 1-6
표 1은 실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 각 화학 원소의 질량 백분율을 나열한 것이다. Table 1 lists the mass percentages of each chemical element in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steels of Examples 1-6.
표 1. (wt%, 잔량은 Fe와 P, S, O 이외의 불가피한 불순물)Table 1. (wt%, remaining amount is unavoidable impurities other than Fe and P, S, O)
실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 다음 단계에 의해 준비되었다(특정 공정 매개 변수는 표 2 참조).The 800 MPa rated hot stamped axle housing steels of Examples 1-6 were prepared by the following steps (see Table 2 for specific process parameters).
(1) 제련 및 주조: 진공 회로에 의해 표 1에 열거된 화학 원소의 질량 백분율에 따라 제련을 수행한 다음, 제련된 용강(molten steel)을 주조 블랭크에 붓는다;(1) smelting and casting: smelting is carried out according to the mass percentages of the chemical elements listed in Table 1 by a vacuum circuit, and then the smelted molten steel is poured into a casting blank;
(2) 가열: 1180-1270℃ 범위 내의 소정 온도의 퍼니스에서 주조 블랭크를 가열하고, 주조 블랭크의 코어가 소정 온도에 도달한 다음, 1.5 시간 이상 동안 주조 블랭크를 소정 온도에서 유지한다;(2) Heating: heating the cast blank in a furnace at a predetermined temperature within the range of 1180-1270°C, and after the core of the cast blank reaches the predetermined temperature, hold the cast blank at the predetermined temperature for 1.5 hours or more;
(3) 압연: 압연의 마지막 패스(pass)에서 감소율을 15 % 이상으로 제어하고 최종 압연 온도를 820-900℃로 제어한다; 및 (3) Rolling: In the last pass of rolling, the reduction rate is controlled to 15% or more, and the final rolling temperature is controlled to 820-900°C; and
(4) 냉각: 압연 후 2 단계 냉각을 수행: 먼저 강판(steel plate)을 80-200 ℃/s 속도로 680-730℃로 냉각하고, 자연적으로 5-7초 동안 공냉(air cooling)한 다음, 강판을 30-70 ℃/s 속도로 360-450℃로 냉각하고, 강판을 상온으로 감거나(coiling) 자연적으로 공냉한다.(4) Cooling: After rolling, two-step cooling is performed: first, the steel plate is cooled to 680-730 ° C at a rate of 80-200 ° C / s, naturally air cooled for 5-7 seconds, and then , the steel sheet is cooled to 360-450°C at a rate of 30-70°C/s, and the steel sheet is coiled to room temperature or air-cooled naturally.
표 2는 실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에 대한 제조 방법의 특정 공정 매개 변수를 나열한 것이다. Table 2 lists specific process parameters of the fabrication method for the 800 MPa rated hot stamped axle housing steels of Examples 1-6.
압연
온도
(℃)final
rolling
temperature
(℃)
감소율
(%)rolling
decrease rate
(%)
냉각속도(℃/s)first step
Cooling rate (℃/s)
단계
냉각온도
(℃)first
step
cooling temperature
(℃)
공냉
시간
(s)middle
air cooling
hour
(s)
단계
냉각속도
(℃/s)second
step
cooling rate
(℃/s)
단계 최종
냉각온도
(℃)second
step final
cooling temperature
(℃)
실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 성능을 테스트하고, 테스트 결과를 표 3에 나타내었다. 인장 테스트(항복 강도, 인장 강도 및 연신율)는 다음에 따라 수행되었다. 표준 GB/T 228.1-2010 "금속 재료-실온에서 인장 시험". 충격 시험은 표준 GB/T 229-2007 "금속 재료-샤르피 진자 충격 시험 방법"에 따라 수행되었다.The performance of the 800 MPa rated hot stamped axle housing steels of Examples 1-6 was tested, and the test results are shown in Table 3. Tensile tests (yield strength, tensile strength and elongation) were performed according to the following. Standard GB/T 228.1-2010 "Metallic materials - Tensile test at room temperature". The impact test was performed according to the standard GB/T 229-2007 "Metal material - Charpy pendulum impact test method".
참고: 표 3의 -20℃에서 충격 작업에 대한 테스트 결과의 세 열은 세 개의 병렬 샘플의 테스트 결과를 나타낸다.NOTE: The three columns of test results for impact operation at -20 °C in Table 3 represent the test results of three parallel samples.
표 3에서, 실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 항복 강도 800 MPa 이상, 인장 강도 900 MPa 이상, 연신율 A50이 22% 또는 이상 및 -20℃에서 60J 이상의 충격 작업을 갖는다. 따라서, 각 실시예의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 800 MPa의 강도 수준에 도달하고 우수한 가소성 및 피로 성능을 가지므로 자동차 액슬 하우징 제조에 적합하다.In Table 3, the 800 MPa grade hot stamped axle housing steels of Examples 1-6 had a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 900 MPa or more, an elongation A of 22 % or more and an impact work of 60 J or more at -20 ° C. have Therefore, the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of each embodiment reaches a strength level of 800 MPa and has excellent plasticity and fatigue performance, making it suitable for manufacturing automobile axle housings.
도 1 및 도 2는 LEICACTR6500 광학 금속 조직 현미경으로 200배 확대한 사진이다. 도 3 및 도 4는 각각 20000 배와 10000 배의 배율로 JCM7000 주사 전자 현미경으로 촬영한 것이다. 도 5 내지 도 8은 중국 표준 "스틸-비금속 개재물의 함량 결정-표준 다이어그램을 사용한 현미경 방법"(GB/T 10561-2005)에 따라 50 배의 배율로 LEICACTR6500 광학 금속 현미경으로 촬영한 것이다.1 and 2 are photographs magnified 200 times with a LEICACTR6500 optical metallographic microscope. 3 and 4 were taken with a JCM7000 scanning electron microscope at magnifications of 20000 and 10000, respectively. 5 to 8 were taken with a LEICACTR6500 optical metallographic microscope at a magnification of 50 times according to the Chinese standard “Determination of the content of steel-non-metallic inclusions-microscopic method using a standard diagram” (GB/T 10561-2005).
도 1은 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 금속조직 구조를 나타낸 것이다. 도 2는 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 금속조직 구조를 나타낸 것이다.1 shows the metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 2. 2 shows the metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 3.
도 1 및 도 2에서 알 수 있듯이, 실시예 2 및 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 미세 구조는 페라이트 및 하부 베이나이트이며, 페라이트의 위상비(phase ratio)는 5-10%이다.1 and 2, the microstructure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Examples 2 and 3 is ferrite and lower bainite, and the phase ratio of ferrite is 5-10% .
도 3은 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 스캔된 금속조직 구조를 나타낸 것이다. 도 4은 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 스캔된 금속조직 구조를 나타낸 것이다.3 shows the scanned metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 2. 4 shows the scanned metallographic structure of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 3.
도 3 및 도 4에서 알 수 있듯이, 도 4의 하부 베이나이트 라스의 평균 폭은 400 nm 이하이다. 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸의 페라이트에 나노 사이즈의 TiC 간상 석출물이 형성되며, 페라이트의 TiC 간상 석출물의 70% 이상은 입자 직경이 30 nm 이하이다. 하부 베이나이트는 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 침전되고, 하부 베이나이트 라스의 폭은 300 nm 이하이다.As can be seen from FIGS. 3 and 4, the average width of the lower bainite lath of FIG. 4 is 400 nm or less. Nano-sized TiC rod precipitates are formed in the ferrite of the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 2, and 70% or more of the TiC rod precipitates in the ferrite have a particle diameter of 30 nm or less. Bottom bainite is precipitated in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 3, and the width of the bottom bainite lath is 300 nm or less.
또한, 개재물이 강판의 특성에 일정한 영향을 미치기 때문에 실시예 1-4의 개재물을 시험하여 그 결과를 도 5-8 및 표 4에 나타내었다. 도 5는 실시예 1의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다. 도 6은 실시예 2의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다. 도 7은 실시예 3의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 전형적인 개재물의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다. 도 8은 실시예 4의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 개재물의 크기, 형태 및 분포를 개략적으로 나타낸 것이다.In addition, since inclusions have a certain influence on the characteristics of the steel sheet, the inclusions of Examples 1-4 were tested and the results are shown in FIGS. 5-8 and Table 4. Figure 5 schematically illustrates the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 1. Figure 6 schematically illustrates the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 2. Figure 7 schematically illustrates the size, shape and distribution of typical inclusions in the 800 MPa rated hot stamped axle housing steel of Example 3. Figure 8 schematically shows the size, shape and distribution of inclusions in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Example 4.
표 4는 실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에서 비금속 개재물의 등급 결과를 나타낸 것이다. 다양한 개재물의 정의 및 평가 방법은 중국 표준 "스틸-비금속 개재물의 함량 결정-표준 다이어그램을 사용한 마이크로 그래픽 방법"(GB/T 10561-2005)에 따른다.Table 4 shows the grading results of non-metallic inclusions in 800 MPa rated hot stamped axle housing steels of Examples 1-6. The definition and evaluation method of various inclusions are in accordance with the Chinese standard "Determination of the content of steel-non-metallic inclusions - micrographic method using standard diagram" (GB/T 10561-2005).
도 5 내지 8 및 표 4에서 알 수 있듯이, 실시예 1-6의 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸에 포함된 각 비금속 개재물은 1.0 이하의 등급을 가지며, 이는 모든 비금속 개재물은 3.0 이하로 제어되며 액슬 하우징 스틸에는 길쭉한 개재물이 없다.As can be seen from FIGS. 5 to 8 and Table 4, each non-metallic inclusion included in the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel of Examples 1-6 has a grade of 1.0 or less, which means that all non-metallic inclusions are controlled to 3.0 or less. and there are no elongated inclusions in the axle housing steel.
요약하면, 합금 원소 설계를 합리적으로 최적화하고, 합금 원소와 개재물의 수준을 제어하고, 제어된 압연 및 제어된 냉각 프로세스와 협력하여 본 발명에 따른 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 원하는 미세 구조, 즉 소량의 페라이트 + 하부 베이나이트, 및 페라이트에서 많은 수의 나노 사이즈의 TiC 입자를 달성한다. 따라서, 최종 800 MPa 등급의 핫 스탬프 액슬 하우징 스틸은 800 MPa 이상의 항복 강도에 도달하고 가소성, 저온 인성 및 피로 특성이 우수하며 고강도 및 중량 감소 핫 스탬프 액슬 하우징에 적합하다.In summary, by rationally optimizing the alloying element design, controlling the level of alloying elements and inclusions, and cooperating with the controlled rolling and controlled cooling process, the 800 MPa grade hot stamped axle housing steel according to the present invention can achieve the desired microstructure , that is, a small amount of ferrite + lower bainite, and a large number of nano-sized TiC particles in ferrite. Therefore, the final 800 MPa grade hot stamped axle housing steel reaches a yield strength of over 800 MPa, has excellent plasticity, low-temperature toughness and fatigue properties, and is suitable for high-strength and weight-saving hot stamped axle housings.
본 발명의 보호 범위의 종래 기술 부분은 출원 문서에 제공된 실시예에 제한되지 않는다는 점에 유의해야 한다. 선행 특허 문헌, 선행 공개 간행물, 선행 공개 사용 등을 포함하지만 이에 제한되지 않는 본 발명의 솔루션에 모순되지 않는 모든 선행 기술은 본 발명의 보호 범위에 포함될 수 있다.It should be noted that the prior art part of the protection scope of the present invention is not limited to the examples provided in the application documents. Any prior art that does not contradict the solution of the present invention, including but not limited to prior patent literature, prior publication publications, prior publication use, etc., may be included in the protection scope of the present invention.
또한, 본 발명의 기술적 특징의 조합 모드는 청구 범위 또는 특정 실시예에 기재된 조합 모드에 한정되지 않는다. 본 발명에서 설명된 모든 기술적 특징은 그들 사이에 모순이 없는 한 어떤 방식으로든 자유롭게 결합되거나 결합될 수 있다.In addition, the combination mode of the technical features of the present invention is not limited to the combination mode described in the claims or specific embodiments. All technical features described in the present invention can be freely combined or combined in any way as long as there is no contradiction between them.
또한 상기 열거된 실시예는 단지 본 발명의 특정 실시예의 예시일 뿐이라는 점에 유의해야 한다. 명백히, 본 발명은 상기 실시예에 한정되지 않고 유사한 변형이 많다. 본 개시로부터 당업자에 의해 직접 유도되거나 구상된 모든 변형은 본 발명의 범위 내에있는 것으로 의도된다.It should also be noted that the above-listed embodiments are merely illustrative of specific embodiments of the present invention. Obviously, the present invention is not limited to the above embodiment and has many similar variations. All modifications derived from or envisioned by those skilled in the art directly from this disclosure are intended to fall within the scope of this invention.
Claims (10)
여기서, 상기 액슬 하우징 스틸은 항복 강도(yield strength)가 800 MPa 이상, 인장 강도(tensile strength)가 900 MPa 이상, 연신율 A50이 22% 이상, 및 -20℃에서 충격 작업(impact work)이 60J 이상인 것을 특징으로 함.
Hot-stamped axle housing steel consisting of the following chemical elements in percent by mass: C: 0.15-0.21%, Si: 0.30-0.80%, Mn: 1.75-2.10%, Nb: 0.015-0.040 %, Ti: 0.020-0.060%, B: 0.0015-0.0030%, Al: 0.005-0.015%, Ca: 0.0004-0.0009%, N: 0.001-0.004%, and the remainder Fe and unavoidable impurities,
Here, the axle housing steel has a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 900 MPa or more, an elongation A 50 of 22% or more, and an impact work of 60 J at -20 ° C. Characterized by more than
The hot stamped axle housing steel according to claim 1, wherein the unavoidable impurity satisfies at least one of P≤0.015%, S≤0.0020% and O≤0.003%.
The hot stamped axle housing steel according to claim 1, wherein the Ti and N elements further satisfy Ti/N≥5.
2. The method of claim 1, characterized in that the microstructure of the axle housing steel is ferrite and lower bainite, and the average width of the lower bainite lath is less than 500 nm. Stamped axle housing steel.
5. The hot stamped axle housing steel according to claim 4, characterized in that the average width of the lower bainite lath is less than or equal to 400 nm.
5. The hot stamped axle housing steel according to claim 4, characterized in that nano-sized TiC interphase precipitates are formed in ferrite, and 70% or more of the TiC interphase precipitates in ferrite have a grain diameter of 30 nm or less.
The method of claim 1, characterized in that each non-metallic inclusion has a rating of 1.0 or less, the total rating of all non-metallic inclusions is controlled to 3.0 or less, and the axle housing steel is free of elongated inclusions. Hot stamped axle housing steel.
(1) 제련(smelting) 및 주조(casting) 단계;
(2) 가열(heating) 단계;
(3) 압연(rolling) 단계: 압연의 마지막 패스(pass)에서 감소율을 15 % 이상으로 제어하고 최종 압연 온도를 820-900℃로 제어; 및
(4) 냉각(cooling) 단계: 압연 후 2 단계 냉각 수행: 강판(steel plate)을 80-200 ℃/s 속도로 680-730℃로 1차 냉각하고, 자연적으로 5-7초 동안 공냉(air cooling)한 다음, 강판을 30-70 ℃/s 속도로 360-450℃로 냉각하고, 강판을 상온으로 감거나(coiling) 자연적으로 공냉함.
A method for producing a hot stamped axle housing steel according to any one of claims 1 to 6 and 8, comprising the following steps:
(1) smelting and casting steps;
(2) heating step;
(3) Rolling step: in the final pass of rolling, the reduction rate is controlled to 15% or more and the final rolling temperature is controlled to 820-900°C; and
(4) Cooling step: performing two-step cooling after rolling: the steel plate is first cooled to 680-730 ° C at a rate of 80-200 ° C / s, and naturally air-cooled for 5-7 seconds After cooling), the steel sheet is cooled to 360-450°C at a rate of 30-70°C/s, and the steel sheet is coiled to room temperature or air-cooled naturally.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201811221253.6A CN111074148B (en) | 2018-10-19 | 2018-10-19 | 800 MPa-level hot stamping axle housing steel and manufacturing method thereof |
| CN201811221253.6 | 2018-10-19 | ||
| PCT/CN2019/111982 WO2020078472A1 (en) | 2018-10-19 | 2019-10-18 | 800 mpa-grade hot-stamped axle housing steel and manufacturing method therefor |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20210045464A KR20210045464A (en) | 2021-04-26 |
| KR102495857B1 true KR102495857B1 (en) | 2023-02-07 |
Family
ID=70284113
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020217008010A KR102495857B1 (en) | 2018-10-19 | 2019-10-18 | Hot-stamped axle housing steel rated at 800 MPa and its manufacturing method |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR102495857B1 (en) |
| CN (1) | CN111074148B (en) |
| DE (1) | DE112019005199T5 (en) |
| WO (1) | WO2020078472A1 (en) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113528779B (en) * | 2021-06-22 | 2023-01-31 | 首钢集团有限公司 | Method for controlling strength reduction of axle housing steel after hot forming and axle housing steel prepared by method |
| CN113416902B (en) * | 2021-06-30 | 2022-06-14 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | Low-cost thermal-forming axle housing steel plate with yield strength of 460MPa and preparation method thereof |
| CN114032455B (en) * | 2021-10-18 | 2022-08-26 | 武汉钢铁有限公司 | Easy-to-weld 800 MPa-grade hot continuous rolling axle housing steel and production method thereof |
| CN114645122A (en) * | 2022-02-16 | 2022-06-21 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | Preparation method of rare earth treated high-strength high-toughness axle housing steel plate |
| CN114561505A (en) * | 2022-03-22 | 2022-05-31 | 承德建龙特殊钢有限公司 | Continuous casting round billet for axle pipe in low-temperature environment and preparation method thereof |
| CN115679202A (en) * | 2022-06-27 | 2023-02-03 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | Super-thick steel plate without heat treatment and with excellent Z-directional performance and production method thereof |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103147004A (en) | 2013-03-21 | 2013-06-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | Hot-rolled low-alloy high-strength steel plate and preparation method for same |
| CN106119698A (en) * | 2016-06-21 | 2016-11-16 | 宝山钢铁股份有限公司 | A kind of 780MPa level hot-rolled ferrite-bainite height reaming dual phase steel and manufacture method thereof |
| CN108018498A (en) | 2016-10-31 | 2018-05-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | A kind of 1180MPa grades of hot-rolled ferrite-bainite dual-phase steel and its manufacture method |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5828028B2 (en) * | 1976-12-28 | 1983-06-13 | 日本鋼管株式会社 | High current MIG welding method |
| JPS6123715A (en) * | 1984-07-10 | 1986-02-01 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile and high toughness steel sheet |
| CN101191174B (en) * | 2006-11-20 | 2010-05-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | Hot-rolling phase change induction plasticity steel with 750MPa-level extension strength and preparation method thereof |
| US20100047107A1 (en) * | 2007-04-11 | 2010-02-25 | Suguru Yoshida | Steel material superior in high temperature strength and toughness and method of production of same |
| JP5487682B2 (en) * | 2009-03-31 | 2014-05-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-toughness high-tensile steel plate with excellent strength-elongation balance and method for producing the same |
| JP2012207237A (en) * | 2011-03-29 | 2012-10-25 | Jfe Steel Corp | 500 MPa YIELD STRENGTH THICK STEEL PLATE EXCELLENT IN TOUGHNESS IN MULTILAYER WELD ZONE AND PRODUCTION METHOD THEREOF |
| EP2865778B1 (en) * | 2012-06-26 | 2018-01-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and process for producing same |
| CN102747280B (en) * | 2012-07-31 | 2014-10-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | Wear resistant steel plate with high intensity and high toughness and production method thereof |
| CN104513927B (en) * | 2014-12-19 | 2017-04-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | A kind of tensile strength 800MPa grade high-strength high-tenacity steel plate and its manufacture method |
| CN104513937A (en) * | 2014-12-19 | 2015-04-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | High-strength steel with yield strength of 800MPa and production method thereof |
| CN105925887B (en) * | 2016-06-21 | 2018-01-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | A kind of 980MPa levels hot-rolled ferrite-bainite dual-phase steel and its manufacture method |
-
2018
- 2018-10-19 CN CN201811221253.6A patent/CN111074148B/en active Active
-
2019
- 2019-10-18 DE DE112019005199.7T patent/DE112019005199T5/en active Pending
- 2019-10-18 WO PCT/CN2019/111982 patent/WO2020078472A1/en active Application Filing
- 2019-10-18 KR KR1020217008010A patent/KR102495857B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103147004A (en) | 2013-03-21 | 2013-06-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | Hot-rolled low-alloy high-strength steel plate and preparation method for same |
| CN106119698A (en) * | 2016-06-21 | 2016-11-16 | 宝山钢铁股份有限公司 | A kind of 780MPa level hot-rolled ferrite-bainite height reaming dual phase steel and manufacture method thereof |
| CN108018498A (en) | 2016-10-31 | 2018-05-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | A kind of 1180MPa grades of hot-rolled ferrite-bainite dual-phase steel and its manufacture method |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2020078472A1 (en) | 2020-04-23 |
| CN111074148A (en) | 2020-04-28 |
| CN111074148B (en) | 2022-03-18 |
| DE112019005199T5 (en) | 2021-07-01 |
| KR20210045464A (en) | 2021-04-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102495857B1 (en) | Hot-stamped axle housing steel rated at 800 MPa and its manufacturing method | |
| KR101568552B1 (en) | High specific strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP6893560B2 (en) | Tempered martensitic steel with low yield ratio and excellent uniform elongation and its manufacturing method | |
| EP2880189B1 (en) | A process for producing hot-rolled steel strip and a steel strip produced therewith | |
| KR101417231B1 (en) | Ultra heavy steel plate for pressure vessel with excellent low-temperature toughness and tensile property and manufacturing method of the same | |
| EP2423344B1 (en) | High strength, high toughness steel wire rod, and method for manufacturing same | |
| JP6857244B2 (en) | Thick steel sheet with excellent cryogenic impact toughness and its manufacturing method | |
| KR101938073B1 (en) | Steel for hot stamping and manufacturing method thoereof | |
| KR20130101546A (en) | High-strength steel plate with excellent formability, warm working method, and warm-worked automotive part | |
| JP4057930B2 (en) | Machine structural steel excellent in cold workability and method for producing the same | |
| KR20150046418A (en) | Steel having high strength and large ductility and method for manufacturing the same | |
| JP6798557B2 (en) | steel | |
| KR102166592B1 (en) | Steel reinforcement and method of manufacturing the same | |
| KR101344672B1 (en) | High strength steel sheet and method of manufacturing the steel sheet | |
| KR20150101734A (en) | Steel for pressure vessel and method of manufacturing the steel | |
| KR20140056760A (en) | Steel for pressure vessel and method of manufacturing the same | |
| JP5320621B2 (en) | Heat-treated reinforced steel sheet with excellent hot press workability and method for producing the same | |
| JP4266343B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet with excellent formability | |
| KR101726139B1 (en) | Hot press forming parts having superior ductility and impact toughness and method for manufacturing the same | |
| KR101297042B1 (en) | High strength cold-rolled steel sheet for automobile with excellent formability and method of manufacturing the steel sheet | |
| KR20150001469A (en) | High strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing the cold-rolled steel sheet | |
| KR101505299B1 (en) | Steel and method of manufacturing the same | |
| CN111788325B (en) | High Mn steel and method for producing same | |
| KR102607616B1 (en) | Rod steel and method of manufacturing the same | |
| KR101455469B1 (en) | Thick steel sheet and method of manufacturing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant |