RU2403291C2 - Способ получения стальной детали с многофазной микроструктурой - Google Patents

Способ получения стальной детали с многофазной микроструктурой Download PDF

Info

Publication number
RU2403291C2
RU2403291C2 RU2008115444/02A RU2008115444A RU2403291C2 RU 2403291 C2 RU2403291 C2 RU 2403291C2 RU 2008115444/02 A RU2008115444/02 A RU 2008115444/02A RU 2008115444 A RU2008115444 A RU 2008115444A RU 2403291 C2 RU2403291 C2 RU 2403291C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
microstructure
cooling
ferrite
multiphase
Prior art date
Application number
RU2008115444/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2008115444A (ru
Inventor
Жак КОРКИЬЕ (FR)
Жак КОРКИЬЕ
Жак ДЕВРОК (FR)
Жак Деврок
Жан-Луи ОШАР (FR)
Жан-Луи Ошар
Жан-Пьер ЛОРАН (FR)
Жан-Пьер Лоран
Антуан МУЛЭН (FR)
Антуан МУЛЭН
Натали РОМАНОВСКИ (FR)
Натали РОМАНОВСКИ
Original Assignee
Арселормитталь Франс
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 Арселормитталь Франс filed Critical Арселормитталь Франс
Publication of RU2008115444A publication Critical patent/RU2008115444A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2403291C2 publication Critical patent/RU2403291C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/28—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/261—After-treatment in a gas atmosphere, e.g. inert or reducing atmosphere
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению детали из стали, обладающей многофазной микроструктурой. От полосы стали, в состав которой входят, в мас.%: 0,01≤С≤0,50, 0,50≤Mn≤3,0, 0,001≤Si≤3,0, 0,005≤Al<≤3,0, Mo≤1,0, Cr≤1,5, Р≤0,10, Ti≤0,20, V≤1,0, при необходимости, один или несколько элементов из Ni≤2,0, Сu≤2,0, S≤0,05, Nb≤0,15, остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления, отрезают болванку. Проводят, при необходимости, предварительную холодную деформацию указанной болванки. Нагревают болванку таким образом, чтобы достигнуть температуры выдержки Ts выше точки Ас1, но ниже Ас3, и выдерживают при этой температуре в течение времени выдержки ts для обеспечения после нагревания болванки содержания аустенита в стали, равного или превышающего 25% по площади. Переносят указанную нагретую болванку в формующее устройство для горячей штамповки с получением детали. Охлаждают деталь в этом устройстве со скоростью охлаждения V таким образом, чтобы микроструктура стали представляла собой многофазную микроструктуру, включающую в себя феррит и являющуюся однородной в каждой из областей указанной детали. 4 н. и 15 з.п. ф-лы, 1 ил., 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к способу получения детали, выполненной из стали, обладающей однородной многофазной микроструктурой в каждой из областей указанной детали, и имеющей отличные механические свойства.
С целью соответствия требованиям облегчения автомобильных конструкций, известно использование или сталей TRIP (термин TRIP означает пластичность, вызванную превращением), или двухфазных сталей, в которых сочетаются свойства весьма высокого предела прочности на растяжение с очень высокой деформируемостью. Стали TRIP имеют микроструктуру, состоящую из феррита, остаточного аустенита и необязательно бейнита и мартенсита, которая обеспечивает достижение предела прочности на растяжение этих сталей в диапазоне от 600 до 1000 МПа. Двухфазные стали имеют микроструктуру, состоящую из феррита и мартенсита, которая обеспечивает достижение предела прочности на растяжение этих сталей в диапазоне от 400 МПа до более чем 1200 МПа.
Эти типы сталей широко применяются в производстве деталей, поглощающих энергию удара, например, конструктивных и предохранительных элементов, таких как продольные элементы, поперечные элементы конструкции и армирования.
С целью производства таких деталей обычно болванку, отрезанную от холоднокатаной полосы двухфазной стали или TRIP стали, подвергают обработке холодной штамповкой, например глубокой вытяжке в соответствующем устройстве.
Однако совершенствование деталей, выполненных из двухфазной стали или TRIP стали, ограничивается в связи с трудностью регулирования упругого последействия формованных деталей, причем это упругое последействие тем больше, чем выше предел прочности на растяжение Rm стали. Именно с целью исключения эффекта упругого последействия производители автомобилей были вынуждены ввести этот параметр при конструировании новых деталей, таким образом, с одной стороны, требуются многочисленные разработки, с другой стороны, ограничивается набор форм, которые могут быть получены.
Более того, в случае большой деформации микроструктура стали уже не является однородной в каждой из областей детали, и трудно предсказать поведение детали, находящейся в эксплуатации. Например, при холодной штамповке листа TRIP стали, остаточный аустенит превращается в мартенсит под действием деформации. Поскольку деформация не является однородной по всей детали, в некоторых областях детали еще содержится остаточный аустенит, который не превратился в мартенсит, следовательно, эти области обладают высокой остаточной пластичностью, в то время как другие области детали, которые подверглись большой деформации, будут иметь ферритно-мартенситную структуру, возможно, содержащую бейнит, которая обладает низкой пластичностью.
Целью настоящего изобретения является устранение указанных выше недостатков и создание способа производства детали, выполненной из стали, содержащей феррит и имеющей многофазную микроструктуру, которая является однородной в каждой из областей указанной детали, причем не проявляющей упругое последействие после формовки болванки, полученной из полосы стали, состав которой является типичным для сталей, обладающих многофазной микроструктурой.
С этой целью первый объект изобретения представляет собой способ получения детали, выполненной из стали, обладающей многофазной микроструктурой, причем указанная микроструктура содержит феррит и является однородной в каждой из областей указанной детали, и этот способ включает стадии:
- отрезания болванки от полосы стали, в состав которой входят, в мас.%:
0,01≤С≤0,50%
0,50≤Mn≤3,0%
0,001≤Si≤3,0%
0,005≤Al≤3,0%
Mo≤1,0%
Cr≤1,5%
Р≤0,10%
Ti≤0,20%
V≤1,0% и,
необязательно, один или несколько элементов, таких как:
Ni≤2,0%
Cu≤2,0%
S≤0,05%
Nb≤0,15%,
остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления;
- необязательно, указанную болванку предварительно подвергают холодной деформации;
- указанную болванку нагревают таким образом, чтобы была достигнута определенная температура выдержки Ts выше точки Ас1, но ниже Ас3, и выдерживают при этой температуре выдержки Ts в течение времени выдержки ts, которое регулируют таким образом, чтобы сталь, после нагревания болванки, имела содержание аустенита, равное или превышающее 25% по площади;
- указанную нагретую болванку переносят в формующее устройство с целью горячей штамповки указанной детали и
- деталь охлаждают в этом устройстве со скоростью охлаждения V таким образом, чтобы микроструктура стали, после охлаждения детали, представляла собой многофазную микроструктуру, причем указанная микроструктура включает в себя феррит и является однородной в каждой из областей указанной детали.
С целью определения процентного содержания (по площади) различных фаз, находящихся в микроструктуре (ферритная фаза, аустенитная фаза и др.), определяют величину площади различных фаз в сечении, образовавшемся вдоль плоскости, перпендикулярной плоскости полосы (эта плоскость может быть параллельной направлению прокатки или параллельной поперечному направлению прокатки). Искомые различные фазы обнаруживают с помощью соответствующего химического травления в соответствии с их природой.
В контексте настоящего изобретения предполагается, что термин "формующее устройство" означает приспособление, которое позволяет получать деталь из болванки, такое как, например, приспособление для глубокой вытяжки. Следовательно, этот термин исключает устройства холодной прокатки или горячей прокатки.
Авторы изобретения продемонстрировали, что путем нагревания болванки до температуры выдержки Ts между Ас1 и Ас3 получается многофазная микроструктура, содержащая феррит, обладающий однородными механическими свойствами, независимо от скорости охлаждения болванки в устройстве, при условии, что скорость охлаждения является достаточно высокой. В контексте настоящего изобретения однородность механических свойств определяется показателем дисперсии предела прочности на растяжение Rm, в диапазоне значений скорости охлаждения, изменяющихся от 10 до 100°С/с, меньше чем 25%. Это обусловлено тем, что авторы изобретения установили, что, если болванку подвергать термической обработке в межкритическом диапазоне, тогда величина Rm (100°С/с) - Rm (10°C/с)/Rm (100°С/с) меньше, чем 0,25, где Rm (100°С/с) представляет собой предел прочности на растяжение детали, охлажденной со скоростью 100°С/с, и Rm (10°С/с) - это предел прочности на растяжение детали, охлажденной со скоростью 10°С/с.
Вторым объектом изобретения является деталь, выполненная из стали, содержащей феррит и обладающей многофазной микроструктурой, которая является однородной в каждой из областей указанной детали, которая может быть получена с помощью указанного способа.
Наконец, третьим объектом изобретения является наземное транспортное средство, которое включает в себя указанную деталь.
Признаки и преимущества настоящего изобретения станут более очевидными из следующего ниже описания, приведенного в виде не ограничивающего примера, со ссылкой на прилагаемый чертеж.
Чертеж представляет собой фотографию детали, полученной путем холодной штамповки (позиция G), и детали, полученной путем горячей штамповки (позиция А).
Способ согласно изобретению состоит из горячей штамповки внутри определенного температурного диапазона, болванки, заранее отрезанной от полосы стали, состав которой является типичным составом сталей, имеющих многофазную микроструктуру, которая вначале не обязательно обладает многофазной структурой, с целью формования стальной детали, которая приобретает многофазную микроструктуру при охлаждении внутри формующего устройства. Кроме того, авторы изобретения продемонстрировали, что однородная многофазная микроструктура может быть получена независимо от скорости охлаждения болванки в устройстве при условии, что скорость охлаждения является достаточно высокой.
Преимущество настоящего изобретения достигается в результате того, что отпадает необходимость формирования многофазной микроструктуры в ходе стадии производства горячекатаного листа или его покрытия и того, что формование указанной микроструктуры на стадии производства детали путем горячей штамповки обеспечивает возможность того, что окончательная многофазная микроструктура будет однородной в каждой из областей детали. Это является преимуществом в случае применения этого листа для получения деталей, поглощающих энергию удара, поскольку микроструктура не изменяется, как в случае холодного формования деталей, выполненных из двухфазной стали или TRIP стали.
Фактически, авторы изобретения утверждают, что способность детали поглощать энергию удара, которая определяется как произведение предела прочности на растяжение на относительное удлинение (Rm×А), увеличивается, когда деталь получается согласно изобретению, по сравнению с деталью, полученной путем холодной штамповки болванки, полученной из двухфазной стали или TRIP стали. Это обусловлено тем, что в ходе операции холодной штамповки частично снижается способность поглощать энергию удара.
Более того, за счет осуществления операции горячей штамповки упругое последействие детали становится незначительным, тогда как в случае операции холодной штамповки упругое последействие является весьма значительным. Кроме того, оно увеличивается с повышением предела прочности на растяжение Rm. Это ограничивает применение сталей с очень высокой прочностью.
Другое преимущество этого изобретения заключается в том, что операция горячей штамповки приводит к существенно более высокой формуемости, чем холодная штамповка. Таким образом, можно получить более широкий ассортимент форм и можно предусмотреть новые конструкции деталей, сохраняя при этом композиции сталей с известными характеристиками, такими как, например, свариваемость.
Полученная деталь имеет многофазную микроструктуру, которая включает в себя феррит, содержание которого предпочтительно равно или больше чем 25% по площади, и по меньшей мере, одну из следующих фаз: мартенсит, бейнит, остаточный аустенит. Это обусловлено тем, что при содержании феррита, по меньшей мере, 25% по площади сталь приобретает достаточную пластичность для того, чтобы формованные детали обладали высокой способностью поглощать энергию удара.
Стальную болванку, предназначенную для формования, например, путем глубокой вытяжки, заблаговременно отрезают или от горячекатаной стальной полосы, или от холоднокатаной стальной полосы, причем сталь содержит следующие элементы:
- углерод в количестве между 0,01 и 0,50 мас.%. Этот элемент является существенным для получения хороших механических свойств, но содержание углерода не должно быть слишком большим, для того чтобы не ухудшилась свариваемость. Для улучшения способности к закаливанию и получения достаточного предела текучести Re содержание углерода должно быть равным или большим чем 0,01 мас.%;
- марганец в количестве между 0,50 и 3,0 мас.%. Марганец улучшает способность к закаливанию и, таким образом, обеспечивает достижение высокого предела текучести Re. Однако необходимо, чтобы содержание марганца в стали не было слишком большим, для того чтобы избежать сегрегации, которая может проявиться в процессах термической обработки, которые будут упомянуты позднее в описании. Кроме того, избыток марганца предупреждает стыковую сварку оплавлением, если количество кремния является недостаточным, и ухудшает способность стали к последующему цинкованию. Марганец также играет роль в процессе взаимной диффузии железа и алюминия в случае, когда сталь покрыта алюминием или алюминиевым сплавом;
- кремний в количестве между 0,001 и 3,0 мас.%. Кремний повышает предел текучести Re стали. Однако при содержании кремния более 3,0 мас.% горячее цинкование погружением стали становится затруднительным и внешний вид цинкового покрытия является неудовлетворительным;
- алюминий в количестве между 0,005 и 3,0 мас.%. Алюминий обеспечивает устойчивость феррита. Содержание алюминия должно оставаться ниже 3,0% по массе, для того чтобы избежать ухудшения свариваемости из-за наличия оксида алюминия в зоне сварки. Однако требуется минимальное количество алюминия для раскисления стали;
- молибден в количестве, равном или меньше чем 1,0 мас.%. Молибден способствует образованию мартенсита и повышает сопротивление коррозии. Однако избыток молибдена может вызвать явление холодного растрескивания в зоне сварки и снизить ударную вязкость стали;
- хром в количестве, равном или меньше чем 1,5 мас.%. Содержание хрома должно быть ограничено для того, чтобы не возникали проблемы внешнего вида поверхности, в случае цинкования стали;
- фосфор в количестве, равном или меньше чем 0,10 мас.%. Фосфор добавляется для того, чтобы иметь возможность снизить количество углерода и для улучшения свариваемости, при сохранении соответствующего уровня предела текучести Re стали. Однако при содержании фосфора более 0,10 мас.% он придает хрупкость стали вследствие увеличения вероятности сегрегации дефектов и ухудшает свариваемость;
- титан в количестве, равном или меньше чем 0,20 мас.%. Титан повышает предел текучести Re, однако его содержание должно быть ограничено 0,20 мас.% для того, чтобы избежать ухудшения ударной вязкости;
- ванадий в количестве, равном или меньше чем 1,0 мас.%. Ванадий повышает предел текучести Re за счет измельчения зерен и улучшает свариваемость стали. Однако при содержании ванадия выше 1,0 мас.% ударная вязкость стали ухудшается и возникает вероятность появления трещин в зоне сварки;
- необязательно, никель в количестве, равном или меньше чем 2,0 мас.%. Никель повышает предел текучести Re. Обычно содержание никеля ограничивается 2,0 мас.% в связи с его высокой стоимостью;
- необязательно, медь в количестве, равном или меньше чем 2,0 мас.%. Медь повышает предел текучести Re однако избыток меди способствует появлению трещин в процессе горячей прокатки и ухудшает горячую формуемость стали;
- необязательно, серу в количестве, равном или меньше чем 0,05 мас.%. Сера является сегрегационным элементом, причем ее содержание должно быть ограничено для того, чтобы избежать появления трещин при горячей прокатке; и
- необязательно, ниобий в количестве, равном или меньше чем 0,15 мас.%. Ниобий улучшает осаждение карбонитридов и, таким образом, повышает предел текучести Re. Однако при содержании ниобия выше 0,15 мас.% ухудшаются характеристики свариваемости и горячей формуемости.
Остальную часть композиции составляют железо и другие элементы, которые обычно могут встречаться в качестве примесей, появляющихся в процессе выплавки стали, в количестве, которое не влияет на желательные свойства.
Обычно, стальные полосы защищают от коррозии с помощью металлического покрытия, до их разрезания на болванки. В зависимости от конечного использования детали, это металлическое покрытие выбирают из цинка или цинкового сплава (например, цинк-алюминиевого), и, если желательно также получить хорошую жаростойкость, используют покрытие алюминием или алюминиевым сплавом (например, алюминий-кремниевым). Традиционно эти покрытия наносятся или путем погружения детали в ванну с расплавленным металлом, или путем электролитического осаждения, или методом вакуумного покрытия.
Для осуществления способа производства согласно изобретению стальную болванку нагревают таким образом, чтобы достичь температуры выдержки Ts, которая выше Ас1, но ниже Ас3, и выдерживают при этой температуре Ts в течение времени выдержки ts, которое регулируют таким образом, чтобы сталь, после нагрева болванки, имела содержание аустенита, равное или больше чем 25% по площади.
Сразу после этой операции нагревания и выдерживания стальной болванки при этой температуре указанную нагретую болванку перемещают в формующее устройство для того, чтобы придать форму детали и охладить ее. Охлаждение детали внутри формующего устройства проводят при достаточно высокой скорости охлаждения V, чтобы предотвратить превращение всего аустенита в феррит и чтобы микроструктура стали после завершения охлаждения детали представляла собой многофазную микроструктуру, содержащую феррит, причем эта микроструктура является однородной в каждой из областей детали.
Выражение "многофазная микроструктура, однородная в каждой из областей детали," означает микроструктуру, которая является постоянной в смысле состава и морфологии в каждой из областей детали и в которой равномерно распределены различные фазы.
Для обеспечения достаточно высокой скорости охлаждения V формующее устройство может охлаждаться, например, за счет циркуляции текучей среды.
Кроме того, усилие зажима формующего устройства должно быть достаточным для того, чтобы обеспечить непосредственный контакт между болванкой и указанным устройством и обеспечить эффективное и однородное охлаждение детали.
Необязательно, после отрезания болванки от стальной полосы и до нагрева болванки она может быть подвергнута предварительной холодной деформации.
Предварительная холодная деформация болванки, например, путем холодной штамповки или легкого протягивания болванки, до процедуры горячей штамповки, является выгодной, поскольку она позволяет получать детали, которые обладают более сложной геометрией.
Кроме того, получение деталей с определенной геометрией в одной операции формования возможно только в случае, когда две болванки сварены встык вместе. Таким образом, предварительная холодная деформация может обеспечить получение детали в виде одного изделия, другими словами, деталь, полученную путем формования единственной болванки.
В первом предпочтительном варианте осуществления изобретения проводят способ согласно изобретению для того, чтобы получить деталь, выполненную из стали и имеющую многофазную микроструктуру, содержащую или феррит и мартенсит, или феррит и бейнит, или феррит, мартенсит и бейнит.
С целью получения этой микроструктуры применяется упомянутая выше многофазная композиция, в частности регулируется содержание углерода, кремния и алюминия в стали. Таким образом, сталь содержит следующие элементы:
- углерод предпочтительно в количестве между 0,01 и 0,25%, более предпочтительно между 0,08 и 0,15 мас.%. Содержание углерода ограничивается величиной 0,25 мас.% для того, чтобы ограничить образование мартенсита и, таким образом, предотвратить ухудшение пластичности и формуемости;
- марганец предпочтительно в количестве между 0,50 и 2,50 мас.% и более предпочтительно между 1,20 и 2,00 мас.%;
- кремний в количестве предпочтительно между 0,01 и 2,0 мас.% и более предпочтительно между 0,01 и 0,50 мас.%;
- алюминий в количестве предпочтительно между 0,005 и 1,5 мас.% и более предпочтительно между 0,005 и 1,0 мас.%. Является предпочтительным, чтобы содержание алюминия было меньше чем 1,5 мас.% для того, чтобы избежать ухудшения стыковой свариваемости оплавлением из-за образования включения оксида алюминия Al2O3;
- молибден в количестве предпочтительно между 0,001 и 0,50 мас.% и более предпочтительно между 0,001 и 0,10 мас.%;
- хром в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 1,0 мас.% и более предпочтительно равном или меньше чем 0,50 мас.%;
- фосфор в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,10 мас.%;
- титан в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,15 мас.%;
- ниобий в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,15 мас.% и
- ванадий в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,25 мас.%.
Остальную часть композиции составляют железо и другие элементы, которые обычно могут встречаться в качестве примесей, появляющихся в процессе выплавки стали, в количестве, которое не влияет на желательные свойства.
С целью придания формы детали, выполненной из многофазной стали, содержащей феррит и мартенсит и/или бейнит согласно изобретению, болванку нагревают до температуры выдержки Ts, выше Ас1, но ниже Ас3, для того чтобы регулировать содержание аустенита, образовавшегося в процессе нагревания болванки, причем верхний предел содержания аустенита не превышает 75% по площади.
Содержание аустенита в стали, обработанной при температуре выдержки Ts в течение времени выдержки ts, между 25 и 75% по площади обеспечивает хороший компромисс между показателями предела прочности на растяжение стали после формования и однородности механических свойств стали, благодаря устойчивости процесса. Это обусловлено тем, что при содержании аустенита выше 25% по площади в процессе охлаждения стали формируются упрочняющие фазы, например, такие как мартенсит и/или бейнит, в количестве, которое достаточно для получения соответствующего предела текучести Re стали после формования. Однако при содержании аустенита выше 75% по площади трудно регулировать содержание аустенита в стали и существует риск образования избыточного количества упрочняющих фаз в процессе охлаждения стали и, следовательно, могут образоваться стальные детали, имеющие недостаточное удлинение при разрыве А, таким образом, ухудшается способность детали поглощать энергию удара.
Время выдержки стальной болванки при температуре выдержки Ts существенно зависит от толщины полосы. В контексте настоящего изобретения типичная толщина полосы составляет между 0,3 и 3 мм. Следовательно, для получения содержания аустенита между 25 и 75% по площади, время выдержки ts предпочтительно составляет между 10 и 1000 с. Если стальную болванку выдерживают при температуре выдержки Ts в течение времени выдержки ts больше чем 1000 с, то зерна аустенита укрупняются, и предел текучести Re стали после формования будет ограничен. Кроме того, снижается способность стали к закаливанию и поверхность стали окисляется. Однако, если болванку выдерживают в течение времени выдержки меньше чем 10 с, содержание образовавшегося аустенита будет недостаточно, и содержание мартенсита и/или бейнита, образовавшихся в ходе охлаждения детали в устройстве, будет недостаточным для достижения соответствующего высокого предела текучести Re стали.
Скорость охлаждения V стальной детали в формующем устройстве зависит от деформации и от качества контакта между устройством и стальной болванкой. Однако скорость охлаждения V должна быть достаточно высокой для получения желательной многофазной микроструктуры и предпочтительно превышает 10°С/с. При скорости охлаждения V, равной или меньше чем 10°С/с, существует опасность образования карбидов, которые могут ухудшать механические свойства детали.
В этих условиях, после охлаждения образуется деталь, выполненная из многофазной стали, содержащей больше чем 25% феррита по площади, причем остальное приходится на мартенсит и/или бейнит и различные фазы, которые равномерно распределены в каждой из областей детали. В предпочтительном варианте осуществления изобретения образуются от 25 до 75% феррита по площади и от 25 до 75% мартенсита и/или бейнита по площади.
Во втором предпочтительном варианте осуществления изобретения способ согласно изобретению используется для производства деталей, выполненных из TRIP стали. В контексте настоящего изобретения подразумевается, что термин "TRIP сталь" означает сталь, обладающую многофазной микроструктурой, которая включает в себя феррит, остаточный аустенит и необязательно мартенсит и/или бейнит.
Для формирования этой TRIP многофазной микроструктуры изменяют состав указанной выше композиции и, в частности, содержание углерода, кремния и алюминия в многофазной стали. Таким образом, сталь содержит следующие элементы:
- углерод в количестве предпочтительно между 0,05 и 0,50 мас.% и более предпочтительно между 0,10 и 0,30 мас.%. Для формирования устойчивого остаточного аустенита предпочтительно, чтобы элементарный углерод присутствовал в количестве, равном или больше чем 0,05 мас.%. Это обусловлено тем, что углерод играет очень важную роль в формировании микроструктуры и механических свойств: согласно изобретению превращение бейнита происходит исходя из аустенитной структуры, образовавшейся при высокой температуре, и формируются бейнитные ферритные рейки. В связи с очень низкой растворимостью углерода в феррите по сравнению с аустенитом углерод аустенита вытесняется между рейками. Благодаря наличию определенных легирующих элементов в композиции стали согласно изобретению, в частности кремния и марганца, осаждение карбида, особенно цементита, происходит в очень малой степени. Таким образом, междуреечный аустенит постепенно обогащается углеродом, причем осаждения карбидов не происходит. Это обогащение протекает таким образом, что аустенит стабилизируется, другими словами, мартенситное превращение этого аустенита не происходит в процессе охлаждения до комнатной температуры;
- марганец в количестве предпочтительно между 0,50 и 3,0 мас.% и более предпочтительно между 0,60 и 2,0 мас.%. Марганец способствует формированию аустенита и обеспечивает снижение начальной температуры мартенситного превращения Ms и обеспечивает устойчивость аустенита. Кроме того, такая добавка марганца дает вклад в эффективное упрочнение за счет твердого раствора, и поэтому достигается высокое значение предела текучести Re. Однако поскольку избыток марганца препятствует образованию достаточного количества феррита в процессе охлаждения, концентрация углерода в остаточном аустените является недостаточной для его стабилизации. Более предпочтительно содержание марганца заключается между 0,60 и 2,0% по массе. Таким образом, указанные выше желательные эффекты достигаются без риска формирования неблагоприятной полосчатой структуры, которая могла бы образоваться при любой сегрегации марганца в процессе затвердевания;
- кремний в количестве предпочтительно между 0,001 и 3,0 мас.% и более предпочтительно между 0,01 и 2,0 мас.%. Кремний обеспечивает устойчивость феррита и обеспечивает устойчивость остаточного аустенита при комнатной температуре. Кремний ингибирует осаждение цементита из аустенита в процессе охлаждения за счет существенного снижения скорости роста карбидов. Это обусловлено тем, что растворимость кремния в цементите является очень низкой, и тем, что этот элемент увеличивает активность углерода в аустените. Следовательно, любой формирующийся зародыш цементита будет окружен зоной аустенита, обогащенного кремнием, который был вытеснен на поверхность раздела фаз осадка и матрицы. Этот обогащенный кремнием аустенит также обогащен углеродом, причем рост цементита замедляется по причине уменьшения скорости диффузии в связи с уменьшением градиента концентрации углерода между цементитом и соседней зоной аустенита. Эта добавка кремния способствует стабилизации достаточного количества остаточного аустенита для того, чтобы получить TRIP эффект. Кроме того, эта добавка кремния способствует увеличению предела текучести Re благодаря упрочняющему эффекту твердого раствора. Однако избыток добавки кремния приводит к образованию прочно связанных оксидов, которые трудно удаляются в процессе травления, причем могут появиться поверхностные дефекты, в частности, благодаря отсутствию смачиваемости цинкового покрытия, наносимого погружением в расплав. С целью стабилизации достаточного количества аустенита, при одновременном снижении риска образования поверхностных дефектов, предпочтительно содержание кремния составляет между 0,01 и 2,0 мас.%;
- алюминий в количестве предпочтительно между 0,005 и 3,0 мас.%. Подобно кремнию, алюминий обеспечивает устойчивость феррита и увеличивает вероятность образования феррита в процессе охлаждения болванки. Алюминий обладает очень низкой растворимостью в цементите и может быть использован с целью предотвращения осаждения цементита в процессе выдержки при температуре бейнитного превращения и для стабилизации остаточного аустенита;
- молибден в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 1,0 мас.% и более предпочтительно равном или меньше чем 0,60 мас.%;
- хром в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 1,50 мас.%. Содержание хрома ограничивается для того, чтобы избежать проблем с внешним видом поверхности в случае цинкования стали;
- никель в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 2,0 мас.%;
- медь в количестве, равном или меньше чем 2,0 мас.%;
- фосфор в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,10 мас.%. Фосфор в сочетании с кремнием повышает стабильность остаточного аустенита путем подавления осаждения карбидов;
- серу в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,05 мас.%;
- титан в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 0,20 мас.% и
- ванадий в количестве, предпочтительно равном или меньше чем 1,0 мас.% и более предпочтительно равном или меньше чем 0,60 мас.%.
Остальную часть композиции составляют железо и другие элементы, которые обычно могут встречаться в качестве примесей, появляющихся в процессе выплавки стали, в количестве, которое не влияет на желательные свойства.
Время выдержки стальной болванки при температуре выдержки Ts, которая выше Ас1, но ниже Ас3, существенно зависит от толщины полосы. В контексте настоящего изобретения типичная толщина полосы составляет между 0,3 и 3 мм. Следовательно, для получения содержания аустенита, равного или больше чем 25% по площади, время выдержки ts предпочтительно составляет между 10 и 1000 с. Если стальную болванку выдерживают при температуре выдержки Ts в течение времени выдержки ts больше чем 1000 с, то зерна аустенита укрупняются, и предел текучести Re стали после формования будет ограничен. Кроме того, снижается способность стали к закаливанию и поверхность стали окисляется. Однако, если болванку выдерживают в течение времени выдержки меньше чем 10 с, содержание образовавшегося аустенита будет недостаточным, причем количество остаточного аустенит и бейнита, образовавшихся в ходе охлаждения детали в устройстве, будет недостаточным.
Скорость охлаждения V стальной детали в формующем устройстве зависит от деформации и от качества контакта между устройством и стальной болванкой.
Для получения детали, выполненной из стали, имеющей TRIP многофазную микроструктуру, предпочтительно, чтобы скорость охлаждения V находилась между 10°С/с и 200°С/с. Это обусловлено тем, что при скорости охлаждения меньше чем 10°С/с, может образоваться, главным образом, феррит и карбиды, но недостаточное количество остаточного аустенита и мартенсита, тогда как при V больше 200°С/с, образуется, главным образом, мартенсит, при недостаточном количестве остаточного аустенита.
Таким образом, для образования аустенита в количестве, равном или больше чем 25% по площади в ходе нагревания болванки, существенно, чтобы при охлаждении стали в формующем устройстве сохранялось достаточное количество остаточного аустенита и, следовательно, может быть получен TRIP эффект.
В этих условиях, после охлаждения получается деталь, выполненная из многофазной стали, содержащей (в % по площади) феррит в количестве, равном или больше чем 25%, от 3 до 30% остаточного аустенита и необязательно мартенсит и/или бейнит.
Эффект TRIP может быть с выгодой использован для поглощения энергии в случае удара при высокой скорости движения. Это обусловлено тем, что при большой деформации детали из TRIP стали остаточный аустенит постепенно превращается в мартенсит, приобретая ориентацию мартенсита. Это дает эффект уменьшения остаточных напряжений в мартенсите, и таким образом, уменьшаются внутренние напряжения в детали и, в конечном счете, ограничивается повреждение детали, так как она может подвергнуться разрушению при повышенном относительном удлинении А, в случае, если деталь не выполнена из TRIP стали.
Далее, настоящее изобретение будет проиллюстрировано с помощью примеров, приведенных с целью иллюстрации, однако не предполагая ограничений примерами, со ссылкой на прилагаемый чертеж, на котором изображена деталь, полученная путем холодной штамповки (позиция G), и деталь, полученная путем горячей штамповки (позиция А).
Авторы изобретения провели испытания, с одной стороны, со сталью, имеющей типичный состав сталей, обладающих многофазной множественной структурой, которая включает в себя феррит и мартенсит и/или бейнит (1), и, с другой стороны, со сталью, имеющей типичный состав сталей с многофазной микроструктурой TRIP (2).
1. Сталь, имеющая типичный состав сталей с многофазной микроструктурой, содержащей феррит и мартенсит
1.1. Оценка влияния скоростей нагревания и охлаждения
Болванки размером 400×600 мм отрезают от полосы стали, состав которой, приведенный в таблице 1, соответствует составу стали марки DP780 (двухфазная 780). Полоса имеет толщину 1,2 мм. Температура Ас1 этой стали равна 705°С и температура Ас3 равна 815°С.
Эти болванки нагревают до различной температуры выдержки Ts и выдерживают при этой температуре в течение времени выдержки 5 мин. Затем болванки сразу же переносят в устройство глубокой вытяжки, в котором они формуются и охлаждаются с различной скоростью охлаждения V, причем болванки удерживаются в этом устройстве в течение 60 с. Глубокотянутые детали имеют структуру, по форме напоминающую букву омега.
После полного охлаждения деталей для них измеряют значения предела текучести Re, предела прочности на растяжение Rm и относительное удлинение при разрыве А и определяют микроструктуру стали. Что касается микроструктуры, то буква F означает феррит, М означает мартенсит и В означает бейнит. Результаты приведены в таблице 2.
Таблица 1
Химический состав стали согласно изобретению, выраженный % по массе, причем остаток приходится на железо или примеси
С Mn Si Al Mo Cr P Ti Nb V
0,15 1,91 0,21 0,37 0,005 0,19 0,01 0,03 0,001 -
Таблица 2
Механические свойства и микроструктура глубокотянутых деталей
Ts (°С) V (°С/с) Деталь Re (МПа) Rm (МПа) А (%) Rm·A Микроструктура (% по площади)
*800 10 А 354 803 18,2 14615 86% F+14% M
35 В 502 982 13,3 13552 72% F+28% М
100 С 530 1046 13,3 13912 55% F+5% В+40% М
900 10 D 441 723 14,3 10339 50% F+42% B+8% M
35 Е 724 1100 8 8800 90% В+10% М
100 F 890 1285 4,6 5911 100% М
* согласно изобретению
Результаты этого испытания ясно демонстрируют, что только путем нагревания стали до температуры между Ас1 и Ас3 можно получить многофазную микроструктуру, содержащую феррит, независимо от скорости охлаждения стали в формующем устройстве. Это обусловлено тем, что когда сталь нагревают при температуре выше Ас3, тогда необходимо точно контролировать скорость охлаждения V в процессе формования, для того чтобы получить сталь, имеющую многофазную микроструктуру, содержащую больше чем 25% феррита по площади, и предпочтительно между 25% и 75% феррита по площади.
Кроме небольшого изменения механических свойств в соответствии со скоростью охлаждения деталей, как утверждается согласно изобретению, способность деталей поглощать энергию удара больше, чем деталей, полученных путем нагревания при температуре выше Ас3.
1.2. Оценка упругого последействия
Целью этого испытания является демонстрация преимущества горячей штамповки по сравнению с холодной штамповкой и оценка упругого последействия.
С этой целью получают деталь, выполненную из стали марки DP780 способом холодной глубокой вытяжки болванки, отрезанной от стальной полосы толщиной 1,2 мм, причем состав стали указан в таблице 1; однако, в отличие от полосы, использованной в пункте 1, эта сталь до глубокой вытяжки уже имела многофазную микроструктуру, содержащую 70% феррита по площади, 15% мартенсита по площади и 15% бейнита по площади. Из чертежа ясно видно, что деталь, сформованная методом холодной глубокой вытяжки (обозначена буквой G), обладает более высоким упругим последействием по сравнению с деталью А (смотрите таблицу 2), сформованной методом горячей глубокой вытяжки (обозначена буквой А).
2. Сталь, имеющая состав типичный для сталей TRIP
Болванки размером 200×500 мм отрезают от полосы стали, состав которой, приведенный в таблице 3, соответствует составу стали марки TRIP 800. Полоса имеет толщину 1,2 мм. Температура Ac1 этой стали равна 751°С и температура Ас3 равна 875°С. Эти болванки нагревают при различной температуре выдержки Ts в течение времени выдержки 5 мин и затем болванки сразу же переносят в устройство глубокой вытяжки, в котором они формуются и охлаждаются со скоростью охлаждения V=45°С/с, причем болванки удерживаются в этом устройстве в течение 60 с. Глубокотянутые детали имеют структуру, по форме напоминающую букву омега.
После полного охлаждения деталей для них измеряют значения предела текучести Re, предела прочности на растяжение Rm и относительное удлинение при разрыве А и определяют микроструктуру стали. Что касается микроструктуры, то буква F означает феррит, А означает остаточный аустенит, М означает мартенсит и В означает бейнит. Результаты приведены в таблице 4.
Таблица 3
Химический состав стали согласно изобретению, выраженный % по массе, причем остаток приходится на железо или примеси
С Mn Si Al Mo Cr P Ti Nb V
0,2 1,5 1,5 0,05 0,007 0,01 0,011 0,005 - -
Таблица 4
Механические свойства и микроструктура глубокотянутых деталей
Ts (°С) Деталь Re (МПа) Rm (МПа) А(%) Rm·A Микроструктура (% по площади)
*760 Н 541 1174 12,4 14558 35% F+17% A+48% M
*800 I 485 1171 12,8 14989 45% F+11% А+44% М
*840 J 454 1110 14,3 15873 45% F+15% A+38% M+2% В
* согласно изобретению
Проведенные испытания ясно демонстрируют, что путем глубокой вытяжки болванок, произведенных согласно изобретению, можно получить детали, имеющие очень высокие механические свойства и, кроме того, небольшие изменения механических свойств независимо от температуры охлаждения.

Claims (19)

1. Способ получения детали, выполненной из стали, обладающей многофазной микроструктурой, причем указанная микроструктура содержит феррит и является однородной в каждой из областей указанной детали, содержащий стадии, заключающиеся в:
отрезании болванки от полосы стали, в состав которой входят, мас.%:
0,01≤С≤0,50
0,50≤Mn≤3,0
0,001≤Si≤3,0
0,005≤Al≤3,0
Мо≤1,0
Cr≤1,5
P≤0,10
Ti≤0,20
V≤1,0
и, при необходимости, один или несколько элементов, таких, как:
Ni≤2,0
Сu≤2,0
S≤0,05
Nb≤0,15
остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления,
необязательной, предварительной холодной деформации указанной болванки,
нагревании указанной болванки таким образом, чтобы достигнуть определенной температуры выдержки Ts выше точки Ас1, но ниже Ас3, и выдерживании при этой температуре выдержки Ts в течение времени выдержки ts, которое регулируют таким образом, чтобы сталь после нагревания болванки имела содержание аустенита, равное или превышающее 25% по площади,
переносе указанной нагретой болванки в формующее устройство с целью горячей штамповки указанной детали
и охлаждении детали в этом устройстве со скоростью охлаждения V так, что микроструктура стали после охлаждения детали представляет собой многофазную микроструктуру, причем указанная микроструктура включает в себя феррит и является однородной в каждой из областей указанной детали.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что микроструктура стали после охлаждения детали представляет собой многофазную микроструктуру с содержанием феррита, равным или больше 25% по площади.
3. Способ по п.1 или 2, в котором композиция стали содержит, мас.%:
0,01≤С≤0,25
0,50≤Mn≤2,5
0,01≤Si≤2,0
0,005≤Al≤1,5
0,001≤Mo≤0,50
Сr≤1,0
P≤0,10
Ti≤0,15
Nb≤0,15
V≤0,25
остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления,
болванку выдерживают при температуре выдержки Ts, в течение времени ts, которое регулируют таким образом, чтобы сталь после нагревания имела содержание аустенита между 25 и 75% по площади и микроструктура стали после охлаждения детали представляла собой многофазную микроструктуру, содержащую феррит и или мартенсит, или бейнит, или как мартенсит, так и бейнит.
4. Способ по п.3, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%:
0,08≤С≤0,15
1,20≤Мn≤2,00
0,01≤Si≤0,50
0,005≤Аl≤1,0
0,001≤Мо≤0,10
Cr≤0,50
P≤0,10
Ti≤0,15
Nb≤0,15
V≤0,25
остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления.
5. Способ по п.3, отличающийся тем, что время выдержки ts находится между 10 и 1000 с.
6. Способ по п.3, отличающийся тем, что скорость охлаждения V больше, чем 10°С/с.
7. Способ по п.3, отличающийся тем, что многофазная структура стали после охлаждения указанной детали содержит от 25 до 75% по площади феррита и от 25 до 75% мартенсита и/или бейнита по площади.
8. Способ по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%:
0,05≤С≤0,50
0,50≤Mn≤3,0
0,001≤Si≤3,0
0,005≤Al≤3,0
Мо≤1,0
Сr≤1,5
Ni≤2,0
Сu≤2,0
Р≤0,10
S≤0,05
Ti≤0,20
V≤1,0
остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления,
микроструктура стали после охлаждения детали представляет собой многофазную микроструктуру, содержащую феррит, остаточный аустенит и необязательно мартенсит и/или бейнит.
9. Способ по п.8, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%:
0,10≤С≤0,30
0,60≤Mn≤2,0
0,01≤Si≤2,0
0,005≤Al≤3,0
Mo≤0,60
Сr≤1,50
Ni≤0,2
Сu≤0,2
Р≤0,10
S≤0,05
Ti≤0,20
V≤0,60
остальное железо и примеси, появившиеся в результате плавления.
10. Способ по п.8, отличающийся тем, что время выдержки ts находится между 10 и 1000 с.
11. Способ по п.8, отличающийся тем, что скорость охлаждения V находится между 10 и 200°С/с.
12. Способ по п.8, отличающийся тем, что многофазная микроструктура стали после охлаждения указанной детали содержит, % по площади: феррит в количестве, равном или больше 25%, от 3 до 30% остаточного аустенита и необязательно мартенсит и/или бейнит.
13. Способ по п.1, отличающийся тем, что операция формования представляет собой операцию глубокой вытяжки.
14. Способ по п.1, отличающийся тем, что на стальную полосу до отрезания с получением болванки наносят металлическое покрытие.
15. Способ по п.14, отличающийся тем, что металлическое покрытие представляет собой покрытие на основе цинка или цинкового сплава.
16. Способ по п.14, отличающийся тем, что металлическое покрытие представляет собой покрытие на основе алюминия или алюминиевого сплава.
17. Деталь, выполненная из стали, имеющей однородную многофазную микроструктуру в каждой из областей указанной детали, характеризующаяся тем, что она получена способом по любому из пп.1-16.
18. Применение стальной детали по п.17 для поглощения энергии удара.
19. Наземное транспортное средство, которое включает стальную деталь по п.17.
RU2008115444/02A 2005-09-21 2006-09-18 Способ получения стальной детали с многофазной микроструктурой RU2403291C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP05291958.6 2005-09-21
EP05291958A EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2005-09-21 Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2008115444A RU2008115444A (ru) 2009-10-27
RU2403291C2 true RU2403291C2 (ru) 2010-11-10

Family

ID=35351714

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2008115444/02A RU2403291C2 (ru) 2005-09-21 2006-09-18 Способ получения стальной детали с многофазной микроструктурой

Country Status (15)

Country Link
US (2) US8114227B2 (ru)
EP (3) EP1767659A1 (ru)
JP (1) JP5386170B2 (ru)
KR (4) KR101453697B1 (ru)
CN (1) CN101292049B (ru)
AT (1) ATE513932T1 (ru)
BR (1) BRPI0616261B1 (ru)
CA (1) CA2623146C (ru)
ES (1) ES2366133T3 (ru)
MA (1) MA29790B1 (ru)
PL (1) PL1929053T3 (ru)
RU (1) RU2403291C2 (ru)
UA (1) UA96739C2 (ru)
WO (1) WO2007034063A1 (ru)
ZA (1) ZA200802385B (ru)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2495141C1 (ru) * 2012-05-11 2013-10-10 Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Донской Государственный Технический Университет" (Дгту) Способ получения естественного феррито-мартенситного композита
RU2552808C1 (ru) * 2011-05-25 2015-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его получения
RU2573153C2 (ru) * 2011-07-27 2016-01-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные пригодность к отбортовке-вытяжке и прецизионную перфорируемость, и способ его изготовления
RU2594766C2 (ru) * 2012-03-28 2016-08-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сварная заготовка для горячей штамповки, горячештампованный элемент и способ для его производства
US9546413B2 (en) 2011-03-28 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
RU2680486C1 (ru) * 2016-11-14 2019-02-21 Тойота Дзидося Кабусики Кайся Способ горячей штамповки и изделие, изготовленное горячей штамповкой
RU2722786C1 (ru) * 2016-09-16 2020-06-03 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Способ изготовления подвергнутой формованию детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца и такая деталь
RU2732711C1 (ru) * 2017-06-01 2020-09-22 Арселормиттал Способ изготовления деталей из стали с высокой механической прочностью и повышенной вязкостью и полученные этим способом детали

Families Citing this family (65)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102006053819A1 (de) * 2006-11-14 2008-05-15 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Bauteil durch Warmpresshärten und hochfestes Bauteil mit verbesserter Bruchdehnung
ES2656070T3 (es) 2007-02-23 2018-02-23 Tata Steel Ijmuiden Bv Procedimiento de conformación termomecánica de un producto final con muy alta resistencia y un producto producido por el mismo
US8968495B2 (en) * 2007-03-23 2015-03-03 Dayton Progress Corporation Methods of thermo-mechanically processing tool steel and tools made from thermo-mechanically processed tool steels
US9132567B2 (en) * 2007-03-23 2015-09-15 Dayton Progress Corporation Tools with a thermo-mechanically modified working region and methods of forming such tools
EP2171102B1 (en) * 2007-07-19 2017-09-13 Muhr und Bender KG A strip of steel having a variable thickness in length direction
HUE037930T2 (hu) 2007-07-19 2018-09-28 Muhr & Bender Kg Hosszirányban változó vastagságú acélszalag lágyítására szolgáló eljárás
EP2025771A1 (en) * 2007-08-15 2009-02-18 Corus Staal BV Method for producing a coated steel strip for producing taylored blanks suitable for thermomechanical shaping, strip thus produced, and use of such a coated strip
DE102008004371A1 (de) * 2008-01-15 2009-07-16 Robert Bosch Gmbh Bauelement, insbesondere eine Kraftfahrzeugkomponente, aus einem Dualphasen-Stahl
DE102008022399A1 (de) * 2008-05-06 2009-11-19 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlformteils mit einem überwiegend ferritisch-bainitischen Gefüge
EP2325435B2 (en) 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
JP5327106B2 (ja) 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
DE102010012830B4 (de) * 2010-03-25 2017-06-08 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung einer Kraftfahrzeugkomponente und Karosseriebauteil
EP2374910A1 (de) 2010-04-01 2011-10-12 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahl, Stahlflachprodukt, Stahlbauteil und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbauteils
JP5126399B2 (ja) * 2010-09-06 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN103154279B (zh) 2010-10-12 2015-09-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 热成形钢坯的方法和热成形的部件
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
KR101257166B1 (ko) * 2011-01-28 2013-04-22 현대제철 주식회사 자동차 사이드 멤버 및 그 제조 방법
IT1403689B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
CN103547694B (zh) * 2011-04-28 2017-07-25 株式会社神户制钢所 热压成形品及其制造方法
WO2012169639A1 (ja) * 2011-06-10 2012-12-13 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品、その製造方法および熱間プレス成形用薄鋼板
CZ2011612A3 (cs) * 2011-09-30 2013-07-10 Západoceská Univerzita V Plzni Zpusob dosazení TRIP struktury ocelí s vyuzitím deformacního tepla
CN102560272B (zh) 2011-11-25 2014-01-22 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度耐磨钢板及其制造方法
KR101377487B1 (ko) * 2011-11-28 2014-03-26 현대제철 주식회사 온간 프레스 성형을 이용한 강 제품 제조 방법
JP5942560B2 (ja) * 2012-04-18 2016-06-29 マツダ株式会社 鋼板のプレス成形方法
DE102012104734A1 (de) * 2012-05-31 2013-12-05 Outokumpu Nirosta Gmbh Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung von umgeformten Blechteilen bei Tieftemperatur
DE102012111959A1 (de) * 2012-12-07 2014-06-12 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Kraftfahrzeugbauteils sowie Kraftfahrzeugbauteil
US9970242B2 (en) 2013-01-11 2018-05-15 Tenaris Connections B.V. Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
CN105102653B (zh) * 2013-03-29 2018-05-08 杰富意钢铁株式会社 氢用钢结构物、储氢容器及氢用管道的制造方法
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
KR102368928B1 (ko) 2013-06-25 2022-03-04 테나리스 커넥션즈 비.브이. 고크롬 내열철강
CN103331390B (zh) * 2013-07-10 2015-03-11 鞍钢股份有限公司 一种汽车u形梁的生产方法
EP2840159B8 (de) * 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
EP2851440A1 (en) * 2013-09-19 2015-03-25 Tata Steel IJmuiden BV Steel for hot forming
CN105658834A (zh) * 2013-09-19 2016-06-08 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 用于热成形的钢
EP4252930A3 (en) * 2013-10-21 2023-12-20 Magna International Inc Method for trimming a hot formed part
EP3093359A4 (en) * 2014-01-06 2017-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and process for manufacturing same
WO2015102050A1 (ja) 2014-01-06 2015-07-09 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
EP3122486A1 (en) * 2014-03-28 2017-02-01 Tata Steel IJmuiden BV Method for hot forming a coated steel blank
WO2016016676A1 (fr) * 2014-07-30 2016-02-04 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
CN104532142A (zh) * 2014-10-27 2015-04-22 内蒙古北方重工业集团有限公司 40CrNi3MoV标准物质
WO2016132165A1 (fr) * 2015-02-19 2016-08-25 Arcelormittal Procede de fabrication d'une piece phosphatable a partir d'une tole revetue d'un revetement a base d'aluminium et d'un revetement de zinc
WO2016146581A1 (en) * 2015-03-16 2016-09-22 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel for hot forming
WO2017098305A1 (en) * 2015-12-09 2017-06-15 Arcelormittal Vehicle underbody structure comprising a transversal beam of varying resistance to plastic deformation
BR102016001063B1 (pt) * 2016-01-18 2021-06-08 Amsted Maxion Fundição E Equipamentos Ferroviários S/A liga de aço para componentes ferroviários, e processo de obtenção de uma liga de aço para componentes ferroviários
WO2017144419A1 (en) 2016-02-23 2017-08-31 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot formed part and method for producing it
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
CN106854731A (zh) * 2016-11-23 2017-06-16 安徽瑞鑫自动化仪表有限公司 一种耐酸碱温度传感器用合金钢及其制备方法
DE102016225833A1 (de) 2016-12-21 2018-06-21 Henkel Ag & Co. Kgaa Verfahren zur Dosierung von Reinigungsmitteln
CN107675093A (zh) * 2017-08-25 2018-02-09 合肥智鼎电控自动化科技有限公司 一种高低压柜用钣金
CN108060355B (zh) * 2017-11-23 2019-12-27 东北大学 一种钢材料及其制备方法
DE102017131253A1 (de) 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
DE102017131247A1 (de) * 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
CN109023038B (zh) * 2018-07-20 2021-02-19 首钢集团有限公司 一种相变诱发塑性钢及其制备方法
CN109266956B (zh) * 2018-09-14 2019-08-06 东北大学 一种汽车b柱加强板用钢及其制备方法
WO2020058748A1 (en) * 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102145494B1 (ko) * 2018-11-23 2020-08-18 주식회사 엘지화학 파우치 성형장치 및 성형방법, 그를 포함하는 이차전지 제조설비
US11433646B2 (en) * 2019-04-25 2022-09-06 GM Global Technology Operations LLC Metallic component and method of reducing liquid metal embrittlement using low aluminum zinc bath
WO2021009543A1 (en) * 2019-07-16 2021-01-21 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN110551878B (zh) * 2019-10-12 2021-06-08 东北大学 一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢板及其制备方法
WO2021116741A1 (en) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
CA3177824A1 (en) * 2020-05-18 2021-11-25 Timothy W. Skszek Method for processing advanced high strength steel
CN111647820B (zh) * 2020-06-15 2022-01-11 山东建筑大学 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用
CN112725687B (zh) * 2020-11-18 2022-06-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 折弯及抗撞性能优良的边梁用750bl钢板及生产方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4222796A (en) * 1979-02-05 1980-09-16 Ford Motor Company High strength dual-phase steel
JPS59211533A (ja) * 1983-05-16 1984-11-30 Nisshin Steel Co Ltd 延性の優れた低降伏比複合組織鋼板の製造方法
JPS6043430A (ja) * 1983-08-15 1985-03-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法
JPS62286626A (ja) * 1986-06-04 1987-12-12 Nippon Steel Corp 鋼板のプレス成形方法
FR2671749B1 (fr) * 1991-01-17 1995-07-07 Creusot Loire Procede de fabrication d'une piece de forme metallique a tres haute durete, notamment en acier et piece obtenue.
US5531842A (en) 1994-12-06 1996-07-02 Exxon Research And Engineering Company Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219)
RU2169786C2 (ru) 1995-07-11 2001-06-27 Кари Мартти Уллакко Азотсодержащие сплавы на основе железа, обладающие свойствами демпфирования и эффектом памяти формы
JPH09143612A (ja) * 1995-11-21 1997-06-03 Kobe Steel Ltd 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材
US6544354B1 (en) * 1997-01-29 2003-04-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet highly resistant to dynamic deformation and excellent in workability and process for the production thereof
FR2780984B1 (fr) * 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
FR2787735B1 (fr) * 1998-12-24 2001-02-02 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une piece a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud
WO2000050658A1 (fr) * 1999-02-22 2000-08-31 Nippon Steel Corporation Plaque d'acier galvanise a haute resistance, d'excellent comportement pour l'adhesion des placages de metal et la mise en forme sous presse, et plaque d'acier allie galvanise a haute resistance, et procede de production correspondant
FR2807447B1 (fr) * 2000-04-07 2002-10-11 Usinor Procede de realisation d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques, mise en forme par emboutissage, a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud et revetue
JP4524850B2 (ja) * 2000-04-27 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法
JP3828466B2 (ja) * 2002-07-29 2006-10-04 株式会社神戸製鋼所 曲げ特性に優れた鋼板
JP2004160489A (ja) * 2002-11-13 2004-06-10 Nissan Motor Co Ltd パネル部品のプレス成形方法
DE10307184B3 (de) * 2003-02-20 2004-04-08 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zur Herstellung eines gehärteten Strukturbauteils für den Fahrzeugbau
US7314532B2 (en) * 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
DE10333165A1 (de) 2003-07-22 2005-02-24 Daimlerchrysler Ag Pressgehärtetes Bauteil und Verfahren zur Herstellung eines pressgehärteten Bauteils
JP4288201B2 (ja) * 2003-09-05 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法
JP4268535B2 (ja) * 2004-02-17 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 強度成形性バランスに優れた高強度冷延鋼板
JP4551694B2 (ja) * 2004-05-21 2010-09-29 株式会社神戸製鋼所 温熱間成形品の製造方法および成形品
WO2008110670A1 (fr) * 2007-03-14 2008-09-18 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree
WO2012168564A1 (fr) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9546413B2 (en) 2011-03-28 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
US9670569B2 (en) 2011-03-28 2017-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and production method thereof
US10167539B2 (en) 2011-05-25 2019-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
RU2552808C1 (ru) * 2011-05-25 2015-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его получения
US10266928B2 (en) 2011-05-25 2019-04-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
US9631265B2 (en) 2011-05-25 2017-04-25 Nippon Steel Hot-rolled steel sheet and method for producing same
RU2573153C2 (ru) * 2011-07-27 2016-01-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные пригодность к отбортовке-вытяжке и прецизионную перфорируемость, и способ его изготовления
US9901969B2 (en) 2012-03-28 2018-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Tailored blank for hot stamping, hot stamped member, and methods for manufacturing same
RU2594766C2 (ru) * 2012-03-28 2016-08-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сварная заготовка для горячей штамповки, горячештампованный элемент и способ для его производства
US10807138B2 (en) 2012-03-28 2020-10-20 Nippon Steel Corporation Tailored blank for hot stamping, hot stamped member, and methods for manufacturing same
RU2495141C1 (ru) * 2012-05-11 2013-10-10 Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Донской Государственный Технический Университет" (Дгту) Способ получения естественного феррито-мартенситного композита
RU2722786C1 (ru) * 2016-09-16 2020-06-03 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Способ изготовления подвергнутой формованию детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца и такая деталь
US11214846B2 (en) 2016-09-16 2022-01-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Method for producing a shaped component from a medium-manganese flat steel product and such a component
RU2680486C1 (ru) * 2016-11-14 2019-02-21 Тойота Дзидося Кабусики Кайся Способ горячей штамповки и изделие, изготовленное горячей штамповкой
RU2732711C1 (ru) * 2017-06-01 2020-09-22 Арселормиттал Способ изготовления деталей из стали с высокой механической прочностью и повышенной вязкостью и полученные этим способом детали
US11473166B2 (en) 2017-06-01 2022-10-18 Arcelormittal Method for producing high-strength steel parts with improved ductility, and parts obtained by said method
US11976342B2 (en) 2017-06-01 2024-05-07 Arcelor Mittal Method for producing high-strength steel parts with improved ductility, and parts obtained by said method

Also Published As

Publication number Publication date
EP1929053A1 (fr) 2008-06-11
RU2008115444A (ru) 2009-10-27
US20120211128A1 (en) 2012-08-23
EP1767659A1 (fr) 2007-03-28
CA2623146A1 (fr) 2007-03-29
CA2623146C (fr) 2011-03-22
US8114227B2 (en) 2012-02-14
JP5386170B2 (ja) 2014-01-15
UA96739C2 (ru) 2011-12-12
EP1929053B1 (fr) 2011-06-22
KR20130017102A (ko) 2013-02-19
MA29790B1 (fr) 2008-09-01
US20080308194A1 (en) 2008-12-18
BRPI0616261A2 (pt) 2011-06-14
CN101292049A (zh) 2008-10-22
JP2009508692A (ja) 2009-03-05
KR20110121657A (ko) 2011-11-07
EP2287344A1 (fr) 2011-02-23
WO2007034063A1 (fr) 2007-03-29
US10294557B2 (en) 2019-05-21
PL1929053T3 (pl) 2011-10-31
CN101292049B (zh) 2011-12-14
KR20120099526A (ko) 2012-09-10
ATE513932T1 (de) 2011-07-15
KR20080053312A (ko) 2008-06-12
ES2366133T3 (es) 2011-10-17
KR101453697B1 (ko) 2014-10-22
ZA200802385B (en) 2009-01-28
BRPI0616261B1 (pt) 2014-02-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2403291C2 (ru) Способ получения стальной детали с многофазной микроструктурой
CA3133435C (en) High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
JP6536294B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
KR101930185B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP2581465B1 (en) Hot-stamp-molded article, process for production of steel sheet for hot stamping, and process for production of hot-stamp-molded article
JP6599868B2 (ja) 高強度鋼および製造方法
KR101328768B1 (ko) 초고강도의 냉간 압연된 2 상 강판의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 강판
KR102196079B1 (ko) 실리콘을 함유하는 750 MPa의 최소 인장 강도 및 개선된 특성을 갖는 마이크로-합금된 고강도 다상 강 및 상기 강으로부터 스트립을 제조하기 위한 방법
RU2684655C1 (ru) Сверхпрочная многофазная сталь и способ производства холоднокатаной стальной полосы из нее
CA2840724C (en) High-strength steel sheet for warm press forming and method for manufacturing thereof
EP2371979A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability, molten galvanized high-strength steel sheet, and method for producing the same
JP5564432B2 (ja) 加工性に優れた高強度冷延鋼板、亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法
KR100918549B1 (ko) 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR20130140183A (ko) 가공성과 재질 안정성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2009503267A (ja) 優れた延性を有する高強度鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板
KR102629666B1 (ko) 향상된 연성을 갖는 고강도 강 부품들을 제조하기 위한 방법, 및 상기 방법에 의해 얻어진 부품들
KR20060047587A (ko) 스폿 용접성 및 재질안정성이 우수한 고강도용융아연도금강판
JP6610113B2 (ja) 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
RU2743041C1 (ru) Высокопрочный горячекатаный плоский стальной продукт с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин и одновременно высоким показателем термоупрочнения и способ получения такого плоского стального продукта
KR20200118445A (ko) 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
KR20210127922A (ko) 기계적 특성이 개선된 고강도 강
KR20190022786A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20200063167A (ko) 초고강도 다중 상 강 및 상기 다중 상 강으로부터 강 스트립을 제조하는 방법
KR102153200B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2005206920A (ja) 伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法