RU2648104C2 - Горячештампованная деталь и способ ее изготовления - Google Patents

Горячештампованная деталь и способ ее изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2648104C2
RU2648104C2 RU2016105443A RU2016105443A RU2648104C2 RU 2648104 C2 RU2648104 C2 RU 2648104C2 RU 2016105443 A RU2016105443 A RU 2016105443A RU 2016105443 A RU2016105443 A RU 2016105443A RU 2648104 C2 RU2648104 C2 RU 2648104C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
hot
temperature
content
comparative example
Prior art date
Application number
RU2016105443A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016105443A (ru
Inventor
Каору КАВАСАКИ
Масафуми АДЗУМА
Генки АБУКАВА
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
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 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Publication of RU2016105443A publication Critical patent/RU2016105443A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2648104C2 publication Critical patent/RU2648104C2/ru

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
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • 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
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • 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
    • 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

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения прочности на растяжение и ударной вязкости при низких температурах горячештампованная деталь имеет химический состав, мас.%: С 0,120-0,400, Si 0,005-2,000, Mn, или Cr, или оба из них: в совокупности 1,00-3,00, Al 0,005-0,100, B 0,0003-0,0020, P не более 0,030, S не более 0,0100, О не более 0,0070, N не более 0,0070, Ti 0-0,100, Nb 0-0,100, V 0-0,100, Ni 0%-2,00, Cu 0-2,00, Mo 0-0,50, Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0-0,0300, Fe и примеси - остальное и структуру, представленную: долей участков мартенсита, или бейнита, или обоих из них: в совокупности не менее 95%, коэффициентом покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа: не более 80%, и численной плотностью карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах: не менее 45/мкм2. 2 н. и 3 з.п. ф-лы, 1 ил., 7 табл.

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001] Настоящее изобретение относится к горячештампованной детали, используемой для кузова автомобиля или других изделий, и к способу изготовления горячештампованной детали.
ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002] В последние годы уменьшение веса кузова автомобиля стало важным вопросом с точки зрения защиты глобальной окружающей среды, и активно проводились исследования по применению высокопрочного стального листа для детали кузова транспортного средства. По мере все большего повышения прочности используемого стального листа становятся важными соображения, связанные с его обрабатываемостью и способностью к фиксации формы. Кроме того, поскольку нагрузка при формовании при прессовании/штамповке увеличивается по мере повышения прочности стального листа, повышение способности к прессованию также становится важной проблемой.
[0003] Формование при горячей штамповке (в дальнейшем также называемое просто «горячей штамповкой») представляет собой технологию, при которой стальной лист нагревают до высокой температуры в аустенитной области и подвергают штамповке, пока он находится в условиях высокой температуры. Поскольку размягченный стальной лист подвергают формованию при горячей штамповке, существует возможность выполнения более сложной обработки. Кроме того, поскольку при горячей штамповке быстрое охлаждение (резкое охлаждение) выполняют одновременно со штамповкой для обеспечения подвергания структуры стального листа мартенситному превращению, существует возможность одновременного обеспечения прочности и способности к фиксации формы в соответствии с содержанием углерода в стальном листе. Кроме того, поскольку размягченный стальной лист подвергают формованию при горячей штамповке, существует возможность значительного уменьшения нагрузки при формовании по сравнению с обычной штамповкой, которую выполняют при температуре внутри помещения.
[0004] Горячештампованная деталь, которую изготавливают посредством горячей штамповки, в особенности горячештампованная деталь, используемая для кузова автомобиля, требует отличной ударной вязкости при низких температурах. Горячештампованную деталь иногда называют элементом из стального листа. Технологии, относящиеся к повышению ударной вязкости и пластичности, описаны в патентных ссылочных материалах 1-5. Однако технологии, описанные в патентных ссылочных материалах 1-5, не могут обеспечить достаточную ударную вязкость при низких температурах. Несмотря на то что в патентных ссылочных материалах 6-10 также раскрыты технологии, относящиеся к горячей штамповке или тому подобному, они также не могут обеспечить достаточную ударную вязкость при низких температурах.
ПЕРЕЧЕНЬ ССЫЛОК
ПАТЕНТНЫЕ ССЫЛОЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ
[0005] Патентный ссылочный материал 1: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2006-152427
Патентный ссылочный материал 2: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2012-180594
Патентный ссылочный материал 3: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2010-275612
Патентный ссылочный материал 4: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2011-184758
Патентный ссылочный материал 5: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2008-264836
Патентный ссылочный материал 6: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2011-161481
Патентный ссылочный материал 7: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 07-18322
Патентный ссылочный материал 8: Брошюра с международной публикацией № WO 2012/169640
Патентный ссылочный материал 9: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2013-14842
Патентный ссылочный материал 10: Публикация выложенной заявки на патент Японии № 2005-205477
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ТЕХНИЧЕСКАЯ ПРОБЛЕМА
[0006] Задача настоящего изобретения состоит в разработке горячештампованной детали, которая может обеспечить отличную прочность на растяжение и ударную вязкость при низких температурах, и к способу ее изготовления.
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0007] Авторы настоящего изобретения провели тщательное изучение причин затруднений, связанных с обеспечением достаточной ударной вязкости при низких температурах для обычной горячештампованной детали. В результате было обнаружено, что карбиды на основе железа выделяются почти на всей границе бывших аустенитных зерен, и вследствие этого более вероятно возникновение межкристаллитного разрушения. Авторы настоящего изобретения также обнаружили, что скорость охлаждения во время горячей штамповки представляет собой важный фактор с точки зрения воспрепятствования выделению карбидов на основе железа на границе бывших аустенитных зерен.
[0008] Соответственно, на основе этих полученных результатов авторы настоящего изобретения пришли к тому, чтобы предложить различные аспекты изобретения, описанного ниже.
[0009] (1) Горячештампованная деталь, содержащая:
химический состав, представленный в мас.%:
С: 0,120%-0,400%;
Si: 0,005%-2,000%;
Mn, или Cr, или обоими из них: в совокупности 1,00%-3,00%;
Al: 0,005%-0,100%;
B: 0,0003%-0,0020%;
P: не более 0,030%;
S: не более 0,0100%;
О: не более 0,0070%;
N: не более 0,0070%;
Ti: 0%-0,100%;
Nb: 0%-0,100%;
V: 0%-0,100%;
Ni: 0%-2,00%;
Cu: 0%-2,00%;
Mo: 0%-0,50%;
Ca, или редкоземельным металлом (REM - rare earth metal), или обоими из них: в совокупности 0%-0,0300%; и
остальным: Fe и примесями и
структуру, представленную:
долей участков мартенсита, или бейнита, или обоих из них: в совокупности не менее 95%;
коэффициентом покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа: не более 80%; и
численной плотностью карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах: не менее 45/мкм2.
[0010] (2) Горячештампованная деталь согласно (1), в которой химический состав удовлетворяет следующему:
Ti: 0,005%-0,100%;
Nb: 0,005%-0,100%; или
V: 0,005%-0,100%; или
любой их комбинации.
[0011] (3) Горячештампованная деталь согласно (1) или (2), в которой химический состав удовлетворяет следующему:
Ni: 0,05%-2,00%;
Cu: 0,05%-2,00%; или
Mo: 0,05%-0,50%; или
любой их комбинации.
[0012] (4) Горячештампованная деталь согласно любому из (1)-(3), в которой химический состав удовлетворяет следующему:
Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0,0005%-0,0300%.
[0013] (5) Способ изготовления горячештампованной детали, включающий этапы:
нагрева стального листа до температуры, составляющей не менее температуры Ас3 и не более 950°С, при средней скорости нагрева, составляющей не менее 2°С/с;
последующего охлаждения стального листа в интервале температур от температуры Ar3 до (температура Ms - 50)°С при средней скорости охлаждения, составляющей не менее 100°С/с, при одновременном выполнении горячего прессования; и
последующего охлаждения стального листа в интервале температур от (температура Ms - 50)°С до 100°С при средней скорости охлаждения, составляющей не более 50°С/с,
при этом
стальной лист имеет химический состав, представленный в мас.%:
С: 0,120%-0,400%;
Si: 0,005%-2,000%;
Mn, или Cr, или обоими из них: в совокупности 1,00%-3,00%;
Al: 0,005%-0,100%;
B: 0,0003%-0,0020%;
P: не более 0,030%;
S: не более 0,0100%;
О: не более 0,0070%;
N: не более 0,0070%;
Ti: 0%-0,100%;
Nb: 0%-0,100%;
V: 0%-0,100%;
Ni: 0%-2,00%;
Cu: 0%-2,00%;
Mo: 0%-0,50%;
Ca, или редкоземельным металлом (REM), или обоими из них: в совокупности 0%-0,0300%; и
остальным: Fe и примесями, и
максимальная скорость охлаждения составляет не более 70°С/с, и минимальная скорость охлаждения составляет не менее 5°С/с в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С.
[0014] (6) Способ изготовления горячештампованной детали согласно (5), в котором химический состав удовлетворяет следующему:
Ti: 0,005%-0,100%;
Nb: 0,005%-0,100%; или
V: 0,005%-0,100%; или
любой их комбинации.
[0015] (7) Способ изготовления горячештампованной детали согласно (5) или (6), в котором химический состав удовлетворяет следующему:
Ni: 0,05%-2,00%;
Cu: 0,05%-2,00%; или
Mo: 0,05%-0,50%; или
любой их комбинации.
[0016] (8) Способ изготовления горячештампованной детали согласно любому из (5)-(7), в котором химический состав удовлетворяет следующему:
Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0,0005%-0,0300%.
ПРЕДПОЧТИТЕЛЬНЫЕ ЭФФЕКТЫ ОТ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0017] В соответствии с настоящим изобретением можно обеспечить отличную прочность на растяжение и ударную вязкость при низких температурах.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0018] [Фиг.1] Фиг.1 представляет собой схематическое изображение, иллюстрирующее бывшее аустенитное зерно и карбиды на основе железа, которые выделились на границе зерна.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0019] В дальнейшем будут описаны варианты осуществления настоящего изобретения. Горячештампованную деталь в соответствии с одним вариантом осуществления настоящего изобретения изготавливают, как описано ниже более подробно, посредством горячей штамповки, включающей резкое охлаждение стального листа для горячей штамповки. Таким образом, прокаливаемость и режим резкого охлаждения стального листа для горячей штамповки влияют на горячештампованную деталь.
[0020] Сначала будет описана структура горячештампованной детали в соответствии с представленным вариантом осуществления. Горячештампованная деталь в соответствии с представленным вариантом осуществления имеет структуру, представленную: долей участков мартенсита, или бейнита, или обоих из них: в совокупности не менее 95%; коэффициентом покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа: не более 80%; и численной плотностью карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах: не менее 45/мкм2.
[0021] (Доля участков мартенсита, или бейнита, или обоих из них: в совокупности не менее 95%)
Мартенсит и бейнит, в особенности мартенсит, имеют важное значение для обеспечения прочности горячештампованной детали. Если сумма доли участков мартенсита и доли участков бейнита составляет менее 95%, невозможно обеспечить достаточную прочность, например предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа. Следовательно, доля участков мартенсита и доля участков бейнита в сумме составляют не менее 95%. Мартенсит может представлять собой, например, или «свежий» мартенсит, или отпущенный мартенсит. Отпущенный мартенсит, полученный в данном варианте осуществления, представляет собой, например, самоотпущенный мартенсит. Свежий мартенсит представляет собой мартенсит непосредственно после резкого охлаждения. Отпущенный мартенсит включает в себя карбиды на основе железа, которые выделились после или во время охлаждения при отпуске. Самоотпущенный мартенсит представляет собой отпущенный мартенсит, который образовался во время охлаждения при резком охлаждении без подвергания термообработке для отпуска. Для более гарантированного достижения заданной прочности доля участков мартенсита предпочтительно превышает долю участков бейнита и доля участков мартенсита предпочтительно составляет не менее 70%.
[0022] Остатком, отличным от мартенсита и бейнита, является, например, один или более из феррита, перлита или остаточного аустенита. Их количества предпочтительно являются как можно более малыми.
[0023] Идентификация мартенсита, бейнита, феррита, перлита и остаточного аустенита, подтверждение мест их расположения и определение долей их участков могут быть выполнены посредством осмотра сечения, параллельного направлению прокатки и направлению толщины, или сечения, ортогонального к направлению прокатки горячештампованной детали. Осмотр сечения может быть выполнен посредством, например, травления сечения реагентом, представляющим собой ниталь, и его осмотра при увеличении от 1000-кратного до 100000-кратного посредством сканирующего электронного микроскопа (SEM) или просвечивающего электронного микроскопа (ТЕМ). Вместо реагента, представляющего собой ниталь, могут быть использованы другие травильные растворы. Пример пригодного травильного раствора описан в публикации выложенной заявки на патент Японии № 59-219473. Травильный раствор, описанный в публикации выложенной заявки на патент Японии № 59-219473, представляет собой «раствор для цветного травления, отличающийся тем, что он состоит из раствора для предварительной обработки и раствора для последующей обработки, в котором раствор для предварительной обработки приготовлен посредством смешивания раствора А, в котором от 1 до 5 г пикриновой кислоты растворено в 100 мл этанола, с раствором В, в котором от 1 до 25 г тиосульфата натрия и от 1 до 5 г лимонной кислоты растворены в 100 мл воды, в соотношении 1:1 и последующего добавления от 1,5 до 4% азотной кислоты к раствору, и раствор для последующей обработки приготовлен посредством смешивания 10% раствора для предварительной обработки с 2% раствора ниталя или смешивания от 2 до 5% азотной кислоты со 100 мл этанола». Анализ ориентации кристаллов посредством использования автоэлектронного сканирующего микроскопа (FE-SEM) также может быть выполнен для идентификации структур, подтверждения их местоположений и определения долей их участков. Структуры также могут быть определены на основе определения твердости очень малой зоны, такого как определение микротвердости по Виккерсу.
[0024] Доли участков бейнита и мартенсита также могут быть определены следующим образом. Например, получают образец, который имеет сечение, параллельное направлению прокатки и направлению толщины стального листа, в качестве поверхности для наблюдений, поверхность для наблюдений подвергают электрополированию, и участок стального листа на глубине, составляющей от 1/8 до 3/8 от его толщины, от поверхности осматривают посредством автоэлектронного сканирующего микроскопа. В таком случае каждое измерение выполняют при 5000-кратном увеличении в 10 полях обзора, при этом предполагается, что доля участков представляет собой среднее значение данных величин. Наблюдаемый мартенсит может включать в себя также отпущенный мартенсит. Поскольку мартенсит может быть недостаточно подвергнут травлению посредством травления ниталем, доли участков феррита и бейнита могут быть определены вышеописанным способом с использованием автоэлектронного сканирующего микроскопа, и может быть принято, что доля участков мартенсита представляет собой долю участков нетравленой части, которую наблюдают посредством автоэлектронного сканирующего электронного микроскопа. Доля участков остаточного аустенита также может быть определена исходя из измерения интенсивности посредством дифракции рентгеновских лучей/рентгенографии. Например, она может быть определена из отношения интенсивностей, определенных посредством дифракции рентгеновских лучей для феррита и аустенита. Феррит, который образован из комкообразных зерен, означает структуру, которая не включает в себя никакой подструктуры, такой как реечная.
[0025] (Коэффициент покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа: не более 80%)
Коэффициент покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа означает долю участков, на которых карбиды на основе железа выделились в пределах границы бывших аустенитных зерен. Участки границы бывших аустенитных зерен, на которых выделились карбиды на основе железа, выглядят покрытыми карбидами на основе железа при наблюдении посредством микроскопа. Если доля участков, на которых карбиды на основе железа выделились в пределах границы бывших аустенитных зерен, составляет более 80%, больше вероятность возникновения межкристаллитного разрушения и, следовательно, не может быть достигнута достаточная ударная вязкость при низких температурах. Следовательно, коэффициент покрытия составляет не более 80%. Для обеспечения дополнительно улучшенной ударной вязкости при низких температурах коэффициент покрытия предпочтительно составляет не более 70% и более предпочтительно - не более 60%.
[0026] (Численная плотность карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах: не менее 45/мкм2)
Карбиды на основе железа в бывших аустенитных зернах способствуют повышению ударной вязкости при низких температурах. Если численная плотность карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах составляет менее 45/мкм2, невозможно достичь достаточной ударной вязкости при низких температурах. Следовательно, численная плотность составляет не менее 45/мкм2. Для достижения дополнительно улучшенной ударной вязкости при низких температурах численная плотность предпочтительно составляет не менее 50/мкм2. Если численная плотность составляет более 200/мкм2, эффект повышения ударной вязкости при низких температурах будет предельным. Следовательно, численная плотность предпочтительно составляет не более 200/мкм2.
[0027] Карбид на основе железа представляет собой соединение, состоящее из железа и углерода, к примерам которого относятся цементит (θ-фаза), ε-фаза и χ-фаза. Как описано позднее, Si или тому подобное может быть растворен в карбиде железа и может содержаться в карбиде железа. Карбиды, не содержащие никакого железа, такие как карбиды Ti и карбиды Nb, не соответствуют карбиду на основе железа.
[0028] Далее способ определения коэффициента покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа будет описан со ссылкой на фиг.1. Фиг.1 представляет собой схематическое изображение, иллюстрирующее бывшее аустенитное зерно и карбиды на основе железа, которые выделились на границе зерна.
[0029] В примере, проиллюстрированном на фиг.1, бывшее аустенитное зерно 21, которое имеет шестиугольную форму на поверхности для наблюдений, включено в горячештампованную деталь. Карбиды 1 и 2 на основе железа выделяются на первой стороне 31, карбиды 3 и 4 на основе железа выделяются на второй стороне 32, карбиды 5, 6 и 7 на основе железа выделяются на третьей стороне 33, карбид 8 на основе железа выделяется на четвертой стороне 34, карбиды 9 и 10 на основе железа выделяются на пятой стороне 35, и карбиды 11 и 12 на основе железа выделяются на шестой стороне 36. Длина стороны 31 представляет собой L1, длина стороны 32 представляет собой L2, длина стороны 33 представляет собой L3, длина стороны 34 представляет собой L4, длина стороны 35 представляет собой L5, и длина стороны 36 представляет собой L6. Длины карбидов 1 и 2 на основе железа на границе зерна представляют собой соответственно Х1 и Х2; длины карбидов 3 и 4 на основе железа на границе зерна представляют собой соответственно Х3 и Х4; длины карбидов 5, 6 и 7 на основе железа на границе зерна представляют собой соответственно Х5, Х6 и Х7; длина карбида 8 на основе железа на границе зерна представляет собой Х8; длины карбидов 9 и 10 на основе железа на границе зерна представляют собой соответственно Х9 и Х10; длины карбидов 11 и 12 на основе железа на границе зерна представляют собой соответственно Х11 и Х12. Следует отметить, что «длина карбида на основе железа на границе зерна» означает расстояние между двумя точками пересечения между карбидом на основе железа и границей зерна на поверхности для наблюдений.
[0030] Далее находят сумму L (мкм) длин шести сторон 31-36, и находят сумму Х (мкм) длин карбидов 1-12 на основе железа на границе зерна для определения величины, представленной выражением “(X/L)×100”, в качестве коэффициента покрытия. Следует отметить, что при определении коэффициента покрытия в одной горячештампованной детали коэффициенты покрытия определяют для каждого из 10 или более бывших аустенитных зерен, включенных в горячештампованную деталь, и их среднее значение принимают в качестве коэффициента покрытия в горячештампованной детали. Предполагается, что граница бывшего аустенитного зерна представляет собой элемент, появление которого обеспечивается посредством травильного раствора, содержащего додецилбензолсульфонат натрия, и бывшее аустенитное зерно и карбиды на основе железа, выделившиеся на границе зерна, наблюдают посредством автоэлектронного сканирующего микроскопа (FE-SEM).
[0031] Несмотря на то что бывшее аустенитное зерно 21, которое имеет шестиугольную форму на поверхности для наблюдений, проиллюстрировано в качестве примера на фиг.1, как правило, реальные бывшие аустенитные зерна имеют более сложные формы. Следовательно, на практике стороны бывшего аустенитного зерна идентифицируют в соответствии с формой наблюдаемого бывшего аустенитного зерна, и определяют сумму длин всех сторон. Когда на границе зерна имеется криволинейный участок, данный участок может быть приближенно представлен множеством сторон.
[0032] Далее будет описан химический состав горячештампованной детали в соответствии с одним вариантом осуществления настоящего изобретения и стального листа, используемого для изготовления горячештампованной детали. В нижеследующем описании символ «%», который представляет собой единицу измерения каждого элемента, содержащегося в горячештампованной детали и стальном листе, используемом для изготовления горячештампованной детали, означает, если не указано иное, «мас.%». Горячештампованная деталь и стальной лист, используемый для изготовления горячештампованной детали, имеют химический состав, представленный: С: 0,120%-0,400%; Si: 0,005%-2,000%; Mn, или Cr, или обоими из них: в совокупности 1,00%-3,00%; Al: 0,005%-0,100%; B: 0,0003%-0,0020%; P: не более 0,030%; S: не более 0,0100%; О: не более 0,0070%; N: не более 0,0070%; Ti: 0%-0,100%; Nb: 0%-0,100%; V: 0%-0,100%; Ni: 0%-2,00%; Cu: 0%-2,00%; Mo: 0%-0,50%; Ca, или редкоземельным металлом (REM), или обоими из них: в совокупности 0%-0,0300%; и остальным: Fe и примесями. В качестве примера примесей приводятся те, которые содержатся в сырьевых материалах, таких как руды и металлолом, и те, которые вводятся в производственном процессе.
[0033] (С: 0,120%-0,400%)
С (углерод) представляет собой элемент, предназначенный для повышения прочности горячештампованной детали. Когда содержание С составляет менее 0,120%, эффект, достигаемый за счет вышеописанной функции, не может быть обеспечен в достаточной степени. Например, невозможно получить предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа. Следовательно, содержание С составляет не менее 0,120%. Для получения еще более высокой прочности содержание С предпочтительно составляет не менее 0,140% и более предпочтительно - не менее 0,150%. Когда содержание С превышает 0,400%, прочность является избыточной и достаточная ударная вязкость при низких температурах не может быть достигнута. Кроме того, также затруднено обеспечение достаточной свариваемости и обрабатываемости. Следовательно, содержание С составляет не более 0,400%. Для получения более высокой ударной вязкости при низких температурах содержание С предпочтительно составляет не более 0,370% и более предпочтительно - не более 0,350%.
[0034] (Si: 0,005%-2,000%)
Si (кремний) представляет собой элемент, который растворяется в оксиде на основе железа, тем самым обеспечивая повышение устойчивости к водородному охрупчиванию. Несмотря на то что детализированная взаимосвязь между Si и устойчивостью к водородному охрупчиванию не ясна, предполагается, что упругая деформация на границе раздела между карбидом на основе железа и фазой основы увеличивается в результате растворения Si в карбиде на основе железа и за счет этого повышается способность карбида на основе железа к захвату водорода. Когда содержание Si составляет менее 0,005%, эффект, достигаемый за счет вышеописанной функции, не может быть обеспечен в достаточной степени. Следовательно, содержание Si составляет не менее 0,005%. Для получения более высокой устойчивости к водородному охрупчиванию содержание Si предпочтительно составляет не менее 0,01% и более предпочтительно - не менее 0,15%. Когда содержание Si превышает 2,000%, эффект повышения устойчивости к водородному охрупчиванию является предельным и температура Ас3 является чрезмерно высокой, в результате чего температура нагрева при горячей штамповке повышается нерациональным образом. Следовательно, содержание Si составляет не более 2,000%. С учетом оптимального соотношения между устойчивостью к водородному охрупчиванию и температурой Ас3 содержание Si предпочтительно составляет не более 1,600%.
[0035] Si также влияет на способность к нанесению покрытия и характеристику замедленного разрушения. Например, когда содержание Si превышает 0,005%, способность к нанесению покрытия ухудшается, что иногда приводит к невозможности нанесения/отслаиванию покрытия. По этой причине в том случае, когда стальной лист с покрытием используется в качестве стального листа для горячей штамповки, содержание Si предпочтительно составляет не более 0,500%. С другой стороны, Si приводит к улучшению характеристики замедленного разрушения. Следовательно, когда стальной лист с покрытием используется в качестве стального листа для горячей штамповки, содержание Si предпочтительно составляет не менее 0,500% для достижения отличной устойчивости к замедленному разрушению.
[0036] (Mn, или Cr, или оба из них: в совокупности 1,00%-3,00%)
Mn (марганец) и Cr (хром) являются важными элементами для замедления ферритного превращения во время охлаждения при горячей штамповке и, следовательно, для получения заданной структуры горячештампованной детали, которая будет описана ниже. Когда сумма содержания Mn и содержания Cr составляет менее 1,00%, существует вероятность того, что феррит и перлит будут образовываться во время охлаждения при горячей штамповке, и невозможно будет получить заданную структуру. Таким образом, поскольку заданная структура не будет получена, невозможно будет обеспечить достаточную прочность, например предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа. Следовательно, сумма содержания Mn и содержания Cr составляет не менее 1,00%. Для обеспечения более высокой прочности сумма содержания Mn и содержания Cr предпочтительно составляет не менее 1,30% и более предпочтительно - не менее 1,40%. Когда сумма содержания Mn и содержания Cr превышает 3,00%, эффект замедления ферритного превращения и, следовательно, повышения прочности будет предельным. Кроме того, прочность горячекатаного стального листа чрезмерно повышается, и, следовательно, во время холодной прокатки иногда возникает разрыв и/или износ и разрушение ножа, подлежащего использованию для резки, иногда является явно выраженным. Следовательно, сумма содержания Mn и содержания Cr составляет не более 3,00%. С учетом соответствующего диапазона значений прочности сумма содержания Mn и содержания Cr предпочтительно составляет не более 2,9% и более предпочтительно - не более 2,8%. Когда имеет место избыточное содержание Mn, возникает охрупчивание, вызываемое сегрегацией Mn, и, следовательно, увеличивается вероятность возникновения проблемы, такой как разрушение слитка, а также существует вероятность ухудшения свариваемости. Хотя содержание каждого из Mn и Cr не ограничено особым образом, содержание Mn составляет, например, не менее 0,8% и содержание Cr составляет, например, не менее 0,2%.
[0037] (Al: 0,005%-0,100%)
Al (алюминий) представляет собой эффективный элемент для раскисления. Когда содержание Al составляет менее 0,005%, раскисление является недостаточным и большое количество оксидов может оставаться в горячештампованной детали, что, в частности, приводит к снижению способности подвергаться локальной деформации. Кроме того, увеличивается изменчивость характеристик. Следовательно, содержание Al составляет не менее 0,005%. Для достаточного раскисления содержание Al предпочтительно составляет не менее 0,006% и более предпочтительно - не менее 0,007%. Когда содержание Al превышает 0,100%, большое количество оксидов, состоящих главным образом из оксида алюминия, остается в горячештампованной детали, в результате чего снижается способность подвергаться локальной деформации. Следовательно, содержание Al составляет не более 0,100%. Для устранения ситуации, при которой остается оксид алюминия, содержание Al предпочтительно составляет не более 0,08% и более предпочтительно - не более 0,075%.
[0038] (B: 0,0003%-0,0020%)
В (бор) представляет собой элемент, предназначенный для улучшения прокаливаемости стального листа для горячей штамповки. В результате улучшения прокаливаемости легче получить мартенсит в структуре горячештампованной детали. Когда содержание В составляет менее 0,0003%, эффект, достигаемый за счет вышеописанной функции, не обеспечивается в достаточной степени. Для достижения еще лучшей прокаливаемости содержание В предпочтительно составляет не менее 0,0004% и более предпочтительно - не менее 0,0005%. Когда содержание В превышает 0,0020%, эффект улучшения прокаливаемости будет предельным и бориды на основе железа чрезмерно выделяются, что приводит к ухудшению прокаливаемости. Следовательно, содержание В составляет не более 0,0020%. Для подавления выделения боридов на основе железа содержание В предпочтительно составляет не более 0,0018% и более предпочтительно - не более 0,0017%.
[0039] (Р: не более 0,030%)
Р (фосфор) не является существенным элементом и содержится в стали, например, в виде примеси. Р представляет собой элемент, который выделяется в части стального листа, средней в направлении толщины, что вызывает охрупчивание сваренной зоны. По этой причине содержание Р предпочтительно является как можно более низким. В частности, когда содержание Р превышает 0,030%, охрупчивание сваренной зоны является явно выраженным. Следовательно, содержание Р составляет не более 0,030%. Содержание Р предпочтительно составляет не более 0,020% и более предпочтительно - не более 0,015%. Уменьшение содержания Р является дорогостоящим, и уменьшение его до значений, составляющих мерее 0,001%, приводит к заметному повышению затрат. По этой причине содержание Р может составлять не менее 0,001%.
[0040] (S: не более 0,0100%)
S (сера) не является существенным элементом и содержится в стали, например, в виде примеси. S представляет собой элемент, который затрудняет литье и горячую прокатку при изготовлении стального листа, тем самым, приводя к ухудшению свариваемости горячештампованной детали. По этой причине содержание S предпочтительно является как можно более низким. В частности, когда содержание S превышает 0,0100%, отрицательные эффекты явно выражены. Следовательно, содержание S составляет не более 0,0100%. Содержание S предпочтительно составляет не более 0,008% и более предпочтительно - не более 0,005%. Уменьшение содержания S является дорогостоящим, и снижение его до значений, составляющих менее 0,0001%, приводит к заметному увеличению затрат. По этой причине содержание S может составлять не менее 0,0001%.
[0041] (О: не более 0,0070%)
О (кислород) не является существенным элементом и содержится в стали, например, в виде примеси. О представляет собой элемент, который образует оксиды и, следовательно, вызывает ухудшение свойств стального листа для горячей штамповки. Например, оксиды, которые находятся вблизи поверхности стального листа, могут вызывать поверхностные дефекты, в результате чего снижается качество с точки зрения внешнего вида. Если оксид находится на поверхности реза, он образует дефект, имеющий вид V-образной канавки, на поверхности реза, что приводит к ухудшению свойств горячештампованной детали. По этой причине содержание О предпочтительно является как можно более низким. В частности, когда содержание О превышает 0,0070%, ухудшение свойств является явно выраженным. Следовательно, содержание О составляет не более 0,0070%. Содержание О предпочтительно составляет не более 0,0050% и более предпочтительно - не более 0,0040%. Уменьшение содержания О является дорогостоящим, и снижение его до значений, составляющих менее 0,0001%, приводит к заметному увеличению затрат. По этой причине содержание О может составлять не менее 0,0001%.
[0042] (N: не более 0,0070%)
N (азот) не является существенным элементом и содержится в стали, например, в виде примеси. N представляет собой элемент, который образует крупнозернистые нитриды, тем самым, вызывая ухудшение сгибаемости и способности к раздаче отверстий. N также вызывает возникновение газовых пузырей во время сварки. По этой причине содержание N предпочтительно является как можно более низким. В частности, когда содержание N превышает 0,0070%, ухудшение сгибаемости и способности к раздаче отверстий является явно выраженным. Следовательно, содержание N составляет не более 0,0070%. Уменьшение содержания N является дорогостоящим, и снижение его до значений, составляющих менее 0,0005%, приводит к заметному увеличению затрат. По этой причине содержание N может составлять не менее 0,0005%. Кроме того, с точки зрения стоимости производства содержание N может составлять не менее 0,0010%.
[0043] Ti, Nb, V, Ni, Cu, Mo, Ca и редкоземельный металл (REM) не являются существенными элементами и представляют собой возможные, но необязательные элементы, которые могут соответственно содержаться в заданном количестве в качестве предела в стальном листе для горячей штамповки и в горячештампованной детали.
[0044] (Ti: 0%-0,100%, Nb: 0%-0,100%, V: 0%-0,100%)
Ti, Nb и V представляют собой элементы, которые препятствуют росту кристаллических зерен аустенитной фазы во время горячей штамповки и, таким образом, способствуют повышению прочности и ударной вязкости за счет усиления измельчения зерен трансформированной структуры. Ti также имеет функцию соединения с N для образования TiN, тем самым он мешает бору В образовывать нитрид. Следовательно, могут содержаться один или любая комбинация, выбранный(-ая) из группы, состоящей из данных элементов. Однако в том случае, когда любое из содержания Ti, содержания Nb и содержания V составляет более 0,100%, имеет место чрезмерное образование карбидов Ti, карбидов Nb, или карбидов V, в результате чего имеет место недостаточное количество С, который способствует упрочнению мартенсита, так что достаточная прочность не может быть обеспечена. Следовательно, каждое из содержания Ti, содержания Nb и содержания V составляет не более 0,100%. Любое из содержания Ti, содержания Nb и содержания V предпочтительно составляет не более 0,080% и более предпочтительно - не более 0,050%. Для гарантированного обеспечения эффекта, достигаемого посредством вышеописанной функции, каждое из содержания Ti, содержания Nb и содержания V предпочтительно составляет не менее 0,005%. То есть предпочтительно, чтобы выполнялось следующее: «Ti: 0,005%-0,100%», «Nb: 0,005%-0,100%», или «V: 0,005%-0,100%», или любая комбинация данных условий.
[0045] (Ni: 0%-2,00%, Cu: 0%-2,00%, Mo: 0%-0,50%)
Ni, Cu и Mo представляют собой элементы, которые повышают прокаливаемость стального листа для горячей штамповки. В результате повышения прокаливаемости становится более вероятным образование мартенсита в структуре горячештампованной детали. Следовательно, могут содержаться один или любая комбинация, выбранный (-ая) из группы, состоящей из данных элементов. Однако в том случае, когда или содержание Ni, или содержание Cu составляет более 2,00% или содержание Мо составляет более 0,50%, ухудшаются свариваемость и обрабатываемость в горячем состоянии. Следовательно, как содержание Ni, так и содержание Cu составляют не более 2,00% и содержание Мо составляет не более 0,50%. Для гарантированного обеспечения эффекта, достигаемого посредством вышеописанной функции, любое из содержания Ni, содержания Cu и содержания Мо предпочтительно составляет не менее 0,01%. То есть предпочтительно, чтобы выполнялось следующее: «Ni: 0,05%-2,00%», «Cu: 0,05%-2,00%», или «Mo: 0,05%-0,50%», или любая комбинация данных условий.
[0046] (Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0%-0,0300%)
Ca и редкоземельный металл представляют собой элементы, которые способствуют повышению прочности и повышению ударной вязкости посредством структуры. Следовательно, Ca, или редкоземельный металл, или оба из них могут содержаться. Однако в том случае, когда сумма содержания Ca и содержания редкоземельного металла превышает 0,0300%, литейные качества/жидкотекучесть и обрабатываемость в горячем состоянии ухудшаются. Следовательно, сумма содержания Ca и содержания редкоземельного металла составляет не более 0,0300%. Для гарантированного обеспечения эффекта, достигаемого посредством вышеописанной функции, сумма содержания Ca и содержания редкоземельного металла предпочтительно составляет не менее 0,0005%. То есть предпочтительно, чтобы выполнялось следующее «Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0,0005%-0,0300%. Понятие «редкоземельный металл» (REM) относится к элементам, которые принадлежат к Sc, Y, и элементам, принадлежащим к ряду лантаноидов, и «содержание редкоземельного металла» означает общее содержание данных элементов. В промышленности редкоземельный металл часто добавляют в качестве миш-металла и он содержит множество видов элементов, таких как La и Ce. Элемент, представляющий собой металл, принадлежащий к редкоземельным металлам, такой как металл La и металл Ce, может быть добавлен сам по себе.
[0047] Судя по горячештампованной детали в соответствии с настоящим изобретением, можно обеспечить отличную прочность на растяжение и ударную вязкость при низких температурах, поскольку она имеет соответствующий химический состав и структуру.
[0048] Далее будет описан способ изготовления горячештампованной детали в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. В соответствии со способом, описанным в данном документе, существует возможность изготовления горячештампованной детали в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения.
[0049] В способе изготовления стальной лист для горячей штамповки, который имеет вышеописанный химический состав, нагревают до температуры, которая не меньше температуры Ас3 и не больше 950°С при средней скорости нагрева, составляющей не менее 2°С/с, затем его охлаждают в интервале температур от температуры Аr3 до (температура Ms - 50)°С при средней скорости охлаждения, составляющей не менее 100°С/с, при одновременном выполнении горячего прессования, и затем дополнительно охлаждают в интервале температур от (температура Ms - 50)°С до 100°С при средней скорости охлаждения, составляющей не более 50°С/с. Максимальная скорость охлаждения составляет не более 70°С/с, и минимальная скорость охлаждения составляет не менее 5°С/с в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С.
[0050] (Температура нагрева: не менее Ас3 и не более 950°С)
Температура, до которой нагревают стальной лист для горячей штамповки, составляет не менее Ас3 и не более 950°С. То, что стальной лист будет иметь структуру однофазного аустенита, обеспечивается за счет нагрева стального листа до температуры, которая не меньше температуры Ас3. Существует возможность получения структуры, в которой доля участков мартенсита и доля участков бейнита составляют не менее 95%, в результате чего обеспечивается высокая прочность, например предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа, за счет подвергания стального листа, имеющего структуру однофазного аустенита, резкому охлаждению. Поскольку структура стального листа включает в себя феррит, когда температура нагрева меньше температуры Ас3, даже в случае выполнения подобного резкого охлаждения стального листа феррит «растет» и невозможно получить предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа. Следовательно, температура нагрева составляет не менее температуры Ас3. Когда температура нагрева превышает 950°С, аустенитные зерна становятся крупными и ухудшается ударная вязкость при низких температурах после резкого охлаждения. Следовательно, температура нагрева составляет не более 950°С.
[0051] Температура Ас3 может быть определена из следующей формулы.
Температура Ас3 (°С) = 910-203
Figure 00000001
-30Mn-11Cr + 44,7Si + 400Al + 700P-15,2Ni-20Cu + 400Ti + 104V + 31,5Mo
(Каждое из обозначений C, Mn, Cr, Si, Al, P, Ni, Cu, Ti, V и Mo представляет собой содержание (в мас.%) каждого компонента в стальном листе.)
Если Ni, Cu, Ti, V и/или Mo, которые представляют собой возможные, но необязательные элементы, не содержатся в стальном листе, содержание любого элемента, который не содержится, предполагают равным 0 (мас.%).
[0052] (Средняя скорость нагрева: не менее 2°С/с)
Когда средняя скорость нагрева составляет менее 2°С/с, аустенитные зерна становятся крупными во время нагрева и не могут быть достигнуты достаточная ударная вязкость при низких температурах и устойчивость к замедленному разрушению. Следовательно, средняя скорость нагрева во время нагрева до температуры, которая не меньше температуры Ас3 и не больше 950°С, составляет не менее 2°С/с. Для дополнительного воспрепятствования укрупнению аустенитных зерен средняя скорость нагрева предпочтительно составляет не менее 3°С/с и более предпочтительно - не менее 4°С/с. Кроме того, увеличение скорости нагрева также эффективно для повышения производительности. Эффекты от варианта осуществления настоящего изобретения могут быть достигнуты даже без конкретного задания верхнего предела средней скорости нагрева. Следовательно, средняя скорость нагрева может быть соответственно задана с учетом функциональных возможностей производственного оборудования, такого как нагревательные устройства, без конкретного задания верхнего предела средней скорости нагрева. В данном случае средняя скорость нагрева представляет собой величину, получаемую делением разности температуры, при которой нагрев начинается, и температуры нагрева на промежуток времени, требуемый для нагрева.
[0053] После нагрева стального листа до температуры, которая не меньше температуры Ас3 и не больше 950°С, при средней скорости нагрева, составляющей не менее 2°С/с, стальной лист охлаждают при одновременном подвергании его горячему прессованию. То есть выполняют горячую штамповку. Превращение и выделение карбидов на основе железа происходят в соответствии с температурой во время охлаждения. Далее будет описана взаимосвязь между температурой и превращением и выделением карбидов на основе железа.
[0054] Сначала в интервале температур от температуры нагрева до температуры Ar3 превращение, такое как ферритное превращение, и выделение карбидов на основе железа не происходят. Следовательно, скорость охлаждения в данном интервале температур не влияет на структуру горячештампованной детали. Как только температура стального листа достигнет температуры Ar3, ферритное превращение и/или перлитное превращение могут начаться в зависимости от скорости охлаждения, и далее, как только температура достигнет интервала температур, более низких чем температура А1, карбиды на основе железа начинают выделяться. Следовательно, скорость охлаждения в интервале температур, не превышающих температуру Ar3, существенно влияет на структуру горячештампованной детали. Карбиды на основе железа выделяются как на границе зерна, так и в бывшем аустенитном зерне, и они с большей вероятностью выделяются на границе зерна при температуре, не меньшей чем (температура Ms - 50)°С, и в зерне при температуре, не большей чем (температура Ms - 50)°С. Следовательно, важно изменить среднюю скорость охлаждения с учетом температуры, составляющей (температура Ms - 50)°С. Очень маловероятно возникновение выделения оксидов на основе железа при температуре, составляющей менее 100°С, и превращение не происходит при температуре, составляющей менее 100°С. Следовательно, скорость охлаждения в данном интервале температур также не влияет на структуру горячештампованной детали. При этом в данном варианте осуществления указаны скорость охлаждения в интервале температур от температуры Ar3 до (температура Ms - 50)°С и скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 50)°С до 100°С.
[0055] Температура Ar3 (точка Ar3 превращения при охлаждении) и температура Ms могут быть найдены из следующих формул.
Температура Ar3 (°С)=901-325C + 33Si - 92 (Mn + Ni/2 + Cr/2 + Cu/2 + Mo/2)
Температура Ms (°С)=561-474C - 33Mn - 17Ni - 17Cr - 21Mo
(Каждое из обозначений C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu и Mo представляет собой содержание (в мас.%) каждого компонента в стальном листе.)
Если Ni, Cu, Ti, V и/или Mo, которые представляют собой возможные, но необязательные элементы, не содержатся в стальном листе, содержание любого элемента, который не содержится, предполагают равным 0 (мас.%).
[0056] Поскольку существует взаимосвязь, подобная описанной выше, между температурой и превращением и выделением карбидов на основе железа, предполагается, что скорость охлаждения регулируется для каждого из нижеуказанных четырех интервалов температур. Четыре интервала температур включают первый интервал температур от температуры нагрева до температуры Ar3, второй интервал температур от температуры Ar3 до (температура Ms - 50)°С, третий интервал температур от (температура Ms - 50)°С до 100°С и четвертый интервал температур, составляющих менее 100°С.
[0057] (Первый интервал температур)
Поскольку в первом интервале температур (от температуры нагрева до температуры Ar3) не происходят ни превращение, такое как ферритное превращение, подобное описанному выше, ни выделение карбидов на основе железа, отсутствует необходимость особого контроля/регулирования скорости охлаждения. Тем не менее, с учетом того, что средняя скорость охлаждения во втором интервале температур составляет не менее 100°С/с, как описано позднее, предпочтительно, чтобы средняя скорость охлаждения в первом интервале температур также составляла не менее 100°С/с.
[0058] (Второй интервал температур)
Во втором интервале температур (от температуры Ar3 до (температура Ms - 50)°С) ферритное превращение и перлитное превращение происходят в зависимости от скорости охлаждения и, кроме того, карбиды на основе железа выделяются в интервале температур, более низких, чем температура А1, как описано выше. Если средняя скорость охлаждения во втором интервале температур составляет не менее 100°С/с, можно избежать ферритного превращения и перлитного превращения, в результате чего обеспечивается то, что сумма доли участков мартенсита и доли участков бейнита будет составлять не менее 95%. С другой стороны, если средняя скорость охлаждения во втором интервале температур составляет менее 100°С/с, происходят ферритное превращение и/или перлитное превращение, так что невозможно обеспечить то, чтобы сумма доли участков мартенсита и доли участков бейнита составляла не менее 95%. Следовательно, средняя скорость охлаждения во втором интервале температур составляет не менее 100°С/с. Кроме того, во втором интервале температур существует вероятность выделения карбидов на основе железа на границе зерен и коэффициент покрытия границы зерна карбидами на основе железа увеличивается по мере увеличения промежутка времени охлаждения во втором интервале температур. По этой причине для обеспечения того, чтобы коэффициент покрытия составлял не более 80%, промежуток времени охлаждения во втором интервале температур предпочтительно является более коротким. По этим же соображениям также очень целесообразно сделать среднюю скорость охлаждения во втором интервале температур такой, чтобы она составляла не менее 100°С/с. Для гарантированного получения заданной структуры средняя скорость охлаждения во втором интервале температур предпочтительно составляет не менее 150°С/с и более предпочтительно - не менее 200°С/с. Верхний предел средней скорости охлаждения во втором интервале температур не указан конкретно, и в промышленности диапазон значений, не превышающих 500°С/с, является достижимым на практике. В данном случае средняя скорость охлаждения во втором интервале температур представляет собой величину, получаемую делением разности температуры Ar3 и величины (температура Ms - 50) на промежуток времени, требуемый для охлаждения.
[0059] (Третий интервал температур)
В третьем интервале температур (от (температура Ms - 50)°С до 100°С) существует вероятность выделения оксидов на основе железа в зернах бывшего аустенита, как описано выше. Обеспечение выделения карбидов на основе железа в зернах позволяет получить отличную ударную вязкость при низких температурах. Когда средняя скорость охлаждения в третьем интервале температур превышает 50°С/с, выделение в зернах является недостаточным, в результате чего большое количество растворенного С остается в стальном листе, что приводит к снижению ударной вязкости при низких температурах. Следовательно, средняя скорость охлаждения в третьем интервале температур составляет не более 50°С/с. Для гарантированного получения заданной структуры средняя скорость охлаждения в третьем интервале температур предпочтительно составляет не более 30°С/с и более предпочтительно - не более 20°С/с.
[0060] Даже если средняя скорость охлаждения составляет не более 50°С/с, в том случае, когда скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С в третьем интервале температур составляет более 70°С/с, выделение в бывших аустенитных зернах является недостаточным, что делает невозможным обеспечение достаточной ударной вязкости при низких температурах. Следовательно, максимальная скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С составляет не более 70°С/с. Кроме того, даже если средняя скорость охлаждения составляет не более 50°С/с, в том случае, когда скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С в третьем интервале температур составляет менее 5°С/с, феррит чрезмерно выделяется во время охлаждения и невозможно обеспечить состояние, при котором сумма доли участков мартенсита и доли участков бейнита будет составлять не менее 95%. Кроме того, карбиды на основе железа, которые выделяются на границе зерен, увеличиваются, так что коэффициент покрытия границы зерна оксидами на основе железа составляет более 80%. Следовательно, минимальная скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С составляет не менее 5°С/с.
[0061] (Четвертый интервал температур)
Поскольку в четвертом интервале температур (составляющих менее 100°С) выделение карбидов на основе железа будет происходить с очень малой вероятностью, а также не происходит превращение, как описано выше, отсутствует необходимость в особом регулировании скорости охлаждения.
[0062] Таким образом, существует возможность изготовления горячештампованной детали в соответствии с данным вариантом осуществления, которая имеет отличную прочность и ударную вязкость при низких температурах.
[0063] Поскольку в соответствии со способом изготовления горячештампованной детали согласно данному варианту осуществления выполняется соответствующее регулирование температур, существует возможность получения горячештампованной детали, имеющей соответствующую структуру, в результате чего достигаются отличные прочность на растяжение и ударная вязкость при низких температурах.
[0064] Другие условия горячей штамповки, такие как тип формования и вид штампа, могут быть выбраны надлежащим образом в пределах диапазона, не вызывающего ослабления эффектов от данного варианта осуществления. Например, тип формования может включать гибку/гнутье, вытяжку, раздачу, раздачу отверстий и загибание кромок. Тип штампа может быть выбран соответствующим образом в зависимости от типа формования.
[0065] Стальной лист для горячей штамповки может представлять собой горячекатаный стальной лист или холоднокатаный стальной лист. Отожженный горячекатаный стальной лист или отожженный холоднокатаный стальной лист, который получен посредством подвергания горячекатаного стального листа или холоднокатаного стального листа отжигу, также может быть использован в качестве стального листа для горячей штамповки.
[0066] Стальной лист для горячей штамповки может представлять собой стальной лист, подвергнутый обработке поверхности, такой как стальной лист с покрытием. То есть стальной лист для горячей штамповки может быть выполнен со слоем покрытия. Слой покрытия способствует, например, повышению коррозионной стойкости. Слой покрытия может представлять собой слой покрытия, образованный электролитическим осаждением, или слой покрытия, образованный погружением в расплав. В качестве примера слоя покрытия, образованного электролитическим осаждением, приводится слой покрытия, нанесенного методом электролитического цинкования в расплаве, и слой покрытия из сплава Zn и Ni, нанесенного электролитическим осаждением. В качестве примера слоя покрытия, образованного погружением в расплав, приводится слой покрытия, образованного горячим цинкованием, легированный слой покрытия, образованного горячим цинкованием, слой покрытия, образованного горячим алюминированием, слой покрытия из сплава Zn и Al, образованный погружением в расплав, слой покрытия из сплава Zn, Al и Mg, образованный погружением в расплав, и слой покрытия из сплава Zn, Al, Mg и Si, образованный погружением в расплав. Масса покрытия, образующего слой покрытия, не ограничена особым образом и может представлять собой, например, массу покрытия, находящуюся в пределах общепринятого диапазона. Слой покрытия образуют на термообработанном стальном материале так же, как на стальном листе для термообработки.
[0067] Далее будет описан пример способа изготовления стального листа для горячей штамповки. В данном способе изготовления, например, выполняют отливку, горячую прокатку, травление, холодную прокатку, отжиг и нанесение покрытия с целью изготовления стального листа с покрытием.
[0068] При отливке сляб отливают из расплавленной стали, имеющей вышеописанный химический состав. В качестве сляба может быть использован сляб, полученный методом непрерывной разливки, и сляб, изготовленный посредством машины для непрерывного литья тонких слябов. Может быть использован такой технологический процесс, как процесс прямой горячей прокатки (CC-DR), в котором горячую прокатку выполняют непосредственно после отливки сляба.
[0069] Температура сляба перед горячей прокаткой (температура нагрева сляба) предпочтительно не превышает 1300°С. Если температура нагрева сляба является чрезмерно высокой, не только снижается производительность, но и также увеличиваются производственные затраты. Следовательно, температура нагрева сляба предпочтительно составляет не более 1250°С. Когда температура нагрева сляба составляет менее 1050°С, температура будет снижена при чистовой прокатке, что вызывает увеличение нагрузки на валки при прокатке. В результате не только прокатываемость может ухудшиться, но и дефекты формы также могут возникнуть в стальном листе. Следовательно, температура нагрева сляба предпочтительно составляет не менее 1050°С.
[0070] Температура чистовой прокатки (температура при чистовой прокатке) при горячей прокатке предпочтительно составляет не менее 850°С. Когда температура при чистовой прокатке составляет менее 850°С, нагрузка на валки при прокатке может увеличиться, что приводит к тому, что не только прокатка может быть затруднена, но и дефекты формы также могут возникнуть в стальном листе. Верхний предел температуры при чистовой прокатке не задан конкретно, и чистовую прокатку предпочтительно выполняют при температуре, составляющей не более 1000°С. Это обусловлено тем, что в том случае, когда температура при чистовой прокатке превышает 1000°С, температура нагрева сляба будет чрезмерно увеличена для получения температуры, превышающей 1000°С.
[0071] Температура при сматывании горячекатаного стального листа в рулон (температура при сматывании в рулон) после окончания горячей прокатки предпочтительно составляет не более 700°С. Когда температура при сматывании в рулон превышает 700°С, толстый оксид может образоваться на поверхности горячекатаного стального листа, что ухудшает его способность к травлению. Когда холодную прокатку выполняют после сматывания в рулон, температура при сматывании в рулон предпочтительно составляет не менее 600°С. Это обусловлено тем, что в том случае, когда температура при сматывании в рулон составляет менее 600°С, прочность горячекатаного стального листа может чрезмерно повыситься, что вызывает разрыв листа и дефекты формы во время холодной прокатки. Прокатанные начерно листы после черновой прокатки могут быть соединены вместе во время горячей прокатки для непрерывного выполнения чистовой прокатки. Кроме того, чистовая прокатка может быть выполнена после сматывания в рулон листа, прокатанного начерно.
[0072] Оксиды на поверхности горячекатаного стального листа удаляют травлением. Травление имеет особо важное значение для улучшения способности подвергаться нанесению покрытия погружением в расплав в случае изготовления стального листа с покрытием, нанесенным методом погружения в расплав, такого как горячеалюминированный стальной лист, горячеоцинкованный стальной лист, горячеоцинкованный стальной лист с легированным слоем покрытия и тому подобное. Травление может быть выполнено один или более раз.
[0073] При холодной прокатке степень обжатия составляет, например, от 30% до 90%. Когда степень обжатия при прокатке составляет менее 30%, может быть затруднено сохранение плоской формы холоднокатаного стального листа. Кроме того, иногда трудно обеспечить достаточную пластичность после холодной прокатки. Когда степень обжатия при прокатке составляет более 90%, нагрузка на валки при прокатке чрезмерно увеличивается, что затрудняет холодную прокатку. Для обеспечения еще лучшей пластичности степень обжатия при прокатке предпочтительно составляет не менее 40% и для обеспечения еще лучшей прокатываемости степень обжатия при прокатке предпочтительно составляет не более 70%. Число проходов при прокатке, представляющей собой холодную прокатку, и степень обжатия при прокатке за каждый проход не ограничены особым образом.
[0074] Отжиг выполняют, например, на непрерывной линии отжига или в печи для отжига в контейнерах. Режим отжига не ограничен особым образом, и он предпочтительно выполняется в такой степени, которая позволяет надлежащим образом размягчить стальной лист, упрочненный посредством холодной прокатки. Например, температура отжига предпочтительно находится в пределах диапазона от 550°С до 850°С. При выполнении отжига в пределах данного интервала температур дислокации, возникшие во время холодной прокатки, устраняются за счет восстановления, рекристаллизации и/или фазового прекращения.
[0075] В качестве обработки, представляющей собой нанесение покрытия, выполняют, например, нанесение покрытия погружением в расплав/горячим окунанием или нанесение электролитических покрытий. Нанесение покрытия погружением в расплав включает нанесение покрытия горячим алюминированием, нанесение покрытия горячим цинкованием, нанесение покрытия горячим алюминированием с образованием легированного слоя покрытия и нанесение покрытия горячим цинкованием с образования легированного слоя покрытия. При нанесении покрытия погружением в расплав можно обеспечить такие эффекты, как подавление образования окалины и повышение коррозионной стойкости. Для подавления образования окалины на горячештампованной детали более предпочтителен более толстый слой покрытия. Для образования более толстого слоя покрытия горячее цинкование является более предпочтительным, чем нанесение электролитического покрытия. Ni, Cu, Cr, Co, Al, Si или Zn или любая их комбинация могут быть включены в слой покрытия, образованный за счет нанесения покрытия. Кроме того, для повышения адгезионной способности покрытия слой покрытия из Ni, Cu, Co или Fe или из любой их комбинации может быть образован на холоднокатаном стальном листе перед отжигом.
[0076] Следует отметить, что все из вышеописанных вариантов осуществления просто показывают примеры реализации настоящего изобретения на практике, и они не должны интерпретироваться как ограничивающие технический объем настоящего изобретения. То есть настоящее изобретение может быть реализовано на практике в различных вариантах без отхода от его технической идеи или его основных признаков.
Примеры
[0077] В дальнейшем будет описан пример настоящего изобретения. Условие, показанное в примере, показывает только одно условие, которое выбрано для подтверждения осуществимости и эффекта от настоящего изобретения, и настоящее изобретение не будет ограничено примером данного одного условия. Настоящее изобретение обеспечивает возможность выбора разных условий/режимов при условии, что его задача решается без отхода от сущности настоящего изобретения.
[0078] В данном эксперименте слябы были отлиты с использованием сталей (типов a-r и А-Н сталей), имеющих химические составы, приведенные в Таблице 1, и горячую прокатку выполняли при режимах, приведенных в Таблицах 2 и 3. Для некоторых из горячекатаных стальных листов холодную прокатку выполняли после горячей прокатки. Для некоторых из холоднокатаных стальных листов нанесение покрытия выполняли посредством оборудования для непрерывного отжига или оборудования для непрерывного нанесения покрытия погружением в расплав/горячим окунанием после холодной прокатки. Таким образом, были подготовлены различные стальные листы для горячей штамповки (горячекатаный стальной лист, холоднокатаный стальной лист, горячеоцинкованный стальной лист, горячеоцинкованный стальной лист с легированным слоем покрытия или горячеалюминированный стальной лист). При условии, при котором горячекатаный стальной лист использовался в качестве стального листа для горячей штамповки, толщина горячекатаного стального листа составляла 1,6 мм. При условии, при котором стальной лист, отличный от горячекатаного стального листа, использовался в качестве стального листа для горячей штамповки, толщина горячекатаного стального листа составляла 3,2 мм, степень обжатия при холодной прокатке составляла 50% и толщина холоднокатаного стального листа составляла 1,6 мм. Пробелы в Таблице 1 указывают на то, что содержание соответствующего элемента было меньшим, чем предел обнаружения. Подчеркивающая линия в Таблице 1, 2 или 3 указывает на то, что числовое значение находилось за пределами объема настоящего изобретения.
[0079] После подготовки стального листа для горячей штамповки горячую штамповку выполняли при условиях, приведенных в Таблицах 4 и 5, для получения горячештампованной детали. В Таблицах 4 и 5 минимальная скорость охлаждения показывает минимальное значение скорости охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С и максимальная скорость охлаждения показывает максимальное значение скорости охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С. Подчеркивающая линия в Таблице 4 или 5 указывает на то, что числовое значение находилось за пределами объема настоящего изобретения.
[0080] Затем были выполнены определение свойств при растяжении, осмотр структуры и оценка ударной вязкости при низких температурах для каждой горячештампованной детали.
[0081] При определении свойств при растяжении был взят образец для испытаний на растяжение, соответствующий Японскому промышленному стандарту (JIS) Z 2201, и испытание на растяжение было выполнено в соответствии с Японским промышленным стандартом (JIS) Z 2241 для определения предела прочности при растяжении. Эти результаты приведены в Таблицах 6 и 7. Подчеркивающая линия в Таблице 6 и 7 указывает на то, что числовое значение находится за пределами диапазона, заданного в настоящем изобретении.
[0082] При осмотре структуры были определены доля участков мартенсита, доля участков бейнита, доля участков феррита и доля участков остаточного аустенита, коэффициент покрытия границы бывшего аустенитного зерна карбидами на основе железа и численная плотность карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах.
[0083] Доля участков мартенсита, доля участков бейнита и доля участков феррита были определены путем взятия образца, который имел сечение, параллельное направлению прокатки и направлению толщины горячештампованной детали, в качестве поверхности для наблюдений, полирования поверхности для наблюдений, выполнения травления ниталем и осмотра части стального листа на глубине, составляющей от 1/8 до 3/8 от его толщины, посредством автоэлектронного сканирующего микроскопа (FE-SEM). При наблюдении доли участков каждой структуры были определены в 10 полях обзора при 5000-кратном увеличении для одной горячештампованной детали и среднее значение данных величин было принято в качестве доли участков каждой структуры в горячештампованной детали. Долю участков остаточного аустенита определяли из отношения интенсивностей, определенных посредством дифракции рентгеновских лучей для феррита и аустенита. Перлит не наблюдали.
[0084] Коэффициент покрытия границы бывшего аустенитного зерна карбидами на основе железа получали способом, описанным со ссылкой на фиг.1. То есть для каждой горячештампованной детали была определена величина, представленная выражением “(X/L)×100” (%).
[0085] При оценке ударной вязкости при низких температурах испытание на ударную вязкость по Шарпи выполняли при -120°С. При этом оценку выполняли таким образом, что результат оценивали как «принимаемый» (Ο), когда он имел поглощенную энергию, - которая была получена путем преобразования измеренной поглощенной энергии в энергию, поглощенную образцом, имеющим толщину 10 мм, - составляющую не менее 50 Дж/см2, и выраженное в процентах, вязкопластическое разрушение, составляющее не менее 50%, и оценивали как «неудачный» (×), когда он не удовлетворял любому одному или обоим из данных условий.
[0086] Как приведено в Таблицах 6 и 7, в примерах по изобретению, в которых все условия находились в пределах объема настоящего изобретения, можно было обеспечить предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа, и отличную ударную вязкость при низких температурах. С другой стороны, в сравнительных примерах, в которых любой один или более типов условий находились за пределами объема настоящего изобретения, было невозможно обеспечить предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа, и/или отличную ударную вязкость при низких температурах.
[0087] Поскольку при условиях а-7, b-7, c-7, n-7 и q-7 температура нагрева при горячей штамповке была слишком низкой, доли участков мартенсита и бейнита были недостаточными, так что заданный предел прочности при растяжении не был достигнут.
[0088] Поскольку при условиях а-8, b-8, c-8, n-8 и q-8 средняя скорость охлаждения во втором интервале температур была слишком низкой, доли участков мартенсита и бейнита были недостаточными, так что заданный предел прочности при растяжении не был достигнут. Кроме того, коэффициент покрытия карбидами на основе железа увеличивался, так что отличная ударная вязкость при низких температурах не была достигнута.
[0089] Поскольку при условиях а-9, b-9, c-9, n-9 и q-9 минимальная скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С была низкой, доли участков мартенсита и бейнита в горячештампованной детали были недостаточными, так что заданный предел прочности при растяжении не был достигнут. Кроме того, коэффициент покрытия карбидами на основе железа увеличивался, так что отличная ударная вязкость при низких температурах не была достигнута.
[0090] Поскольку при условиях а-10, b-10, c-10, n-10 и q-10 максимальная скорость охлаждения в интервале температур от (температура Ms - 120)°С до 100°С при горячей штамповке была слишком высокой, выделение карбидов на основе железа в зернах бывшего аустенита было недостаточным, так что отличная ударная вязкость при низких температурах не была достигнута.
[0091] Поскольку при условиях а-11, b-11, c-11, n-11 и q-11 средняя скорость охлаждения в третьем интервале температур при горячей штамповке была слишком высокой, выделение карбидов на основе железа в зернах бывшего аустенита было недостаточным, так что отличная ударная вязкость при низких температурах не была достигнута.
[0092] Поскольку при условиях А-1, В-1, С-1, D-1, Е-1, F-1, G-1 и Н-1 химические составы не находились в пределах объема настоящего изобретения, предел прочности при растяжении, составляющий не менее 1180 МПа, и/или отличная ударная вязкость при низких температурах не были достигнуты. Например, в условии В-1 содержание углерода было слишком высоким, так что прочность была чрезмерно высокой, и отличная ударная вязкость при низких температурах не была достигнута. Поскольку в условии F-1 сумма содержания Mn и содержания Cr была слишком высокой, отличная ударная вязкость при низких температурах не была достигнута.
[0093] [Таблица 1]
Таблица 1
ТИП СТАЛИ ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (МАС.%) Ас3
(°С) 		Аr3
(°С) 		Ms
(°С) 		ПРИМЕЧАНИЯ
C Si Al Mn Cr B P S N O Ti Nb V Ni Cu Mo Ca REM
a 0,128 0,010 0,011 1,22 0,21 0,0005 0,004 0,0011 0,0026 0,0012 806 738 456 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b 0,149 0,180 0,013 2,69 0,22 0,0009 0,007 0,0014 0,0028 0,0011 767 601 398 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
c 0,231 0,280 0,015 1,32 0,19 0,0007 0,005 0,0015 0,0033 0,0009 793 705 405 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
d 0,229 0,180 0,029 1,25 1,38 0,0039 0,019 0,0033 0,0045 0,0024 793 654 388 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
e 0,242 1,150 0,075 2,49 0,33 0,0004 0,011 0,0023 0,0025 0,0008 0,029 833 616 359 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
f 0,229 0,130 0,033 1,56 0,17 0,0008 0,009 0,0038 0,0030 0,0012 0,059 789 680 398 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
g 0,235 0,110 0,029 1,25 0,20 0,0009 0,013 0,0027 0,0024 0,0018 0,056 803 704 405 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
h 0,246 0,250 0,015 1,49 0,42 0,0008 0,010 0,0024 0,0020 0,0010 0,019 0,011 792 673 388 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
i 0,229 0,030 0,006 1,29 0,20 0,0010 0,012 0,0029 0,0029 0,0013 0,29 780 686 402 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
j 0,228 0,220 0,028 1,35 0,20 0,0016 0,009 0,0030 0,0025 0,0014 0,32 791 686 405 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
k 0,233 0,060 0,033 1,35 0,21 0,0008 0,008 0,0022 0,0024 0,0009 0,42 804 674 394 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
l 0,230 0,320 0,014 1,65 0,18 0,0012 0,014 0,0027 0,0040 0,0010 0,0045 791 677 394 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
m 0,229 0,480 0,039 2,02 0,85 0,0021 0,012 0,0038 0,0029 0,0013 0,0029 788 617 371 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n 0,282 1,570 0,005 1,46 0,25 0,0019 0,008 0,0015 0,0024 0,0019 833 715 375 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
o 0,284 0,380 0,007 1,88 0,22 0,0004 0,009 0,0019 0,0016 0,0007 0,024 0,014 779 638 361 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
p 0,279 0,180 0,014 1,24 0,68 0,0008 0,001 0,0022 0,0029 0,0014 0,024 0,22 782 661 372 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q 0,332 0,320 0,042 1,42 0,69 0,0009 0,006 0,0009 0,0021 0,0009 778 641 345 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
r 0,388 0,480 0,032 1,68 0,18 0,0007 0,009 0,0019 0,0025 0,0011 0,058 0,029 0,31 808 614 312 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
A 0,078 0,320 0,032 1,13 0,19 0,0007 0,012 0,0038 0,0030 0,0024 853 774 484 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
B 0,607 0,410 0,024 1,32 0,22 0,0004 0,008 0,0021 0,0024 0,0016 743 586 226 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
C 0,253 2,080 0,211 1,22 0,32 0,0011 0,010 0,0023 0,0032 0,0022 952 760 395 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
D 0,233 0,330 0,112 1,29 0,55 0,0024 0,008 0,0019 0,0024 0,0010 832 692 399 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
E 0,155 0,480 0,045 0,45 0,12 0,0016 0,006 0,0024 0,0027 0,0008 859 820 471 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
[0094] [Таблица 2]
ТАБЛИЦА 2
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ТИП СТАЛЬНОГО ЛИСТА ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ ГОРЯЧАЯ ПРОКАТКА ПРИМЕЧАНИЯ
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА СЛЯБА
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА
ПРИ ЧИСТОВОЙ ПРОКАТКЕ
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА ПРИ СМАТЫВАНИИ В РУЛОН
(°С)
а-1 а ГОРЯЧЕКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 870 440 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-2 а ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1250 890 550 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-3 а ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1240 920 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-4 а ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ЛЕГИРОВАННЫМ СЛОЕМ ПОКРЫТИЯ 1230 880 620 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-5 а ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 900 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-6 а ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 930 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-7 а ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 910 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-8 а ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1190 900 620 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-9 а ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1250 880 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-10 а ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1180 900 570 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-11 а ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-1 b ГОРЯЧЕКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 940 520 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-2 b ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 890 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-3 b ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 930 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-4 b ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ЛЕГИРОВАННЫМ СЛОЕМ ПОКРЫТИЯ 1220 900 620 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-5 b ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 910 580 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-6 b ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1240 930 610 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-7 b ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 910 590 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-8 b ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 920 630 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-9 b ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1250 880 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-10 b ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1180 900 570 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-11 b ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-1 с ГОРЯЧЕКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 900 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-2 с ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 910 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-3 с ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 920 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-4 с ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ЛЕГИРОВАННЫМ СЛОЕМ ПОКРЫТИЯ 1200 900 610 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-5 с ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1180 900 620 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-6 с ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 930 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-7 с ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1270 880 590 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-8 с ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 910 580 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-9 с ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 880 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
ТАБЛИЦА 2 (продолжение)
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ТИП СТАЛЬНОГО ЛИСТА ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ ГОРЯЧАЯ ПРОКАТКА ПРИМЕЧАНИЯ
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА СЛЯБА
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА
ПРИ ЧИСТОВОЙ ПРОКАТКЕ
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА ПРИ СМАТЫВАНИИ В РУЛОН
(°С)
с-10 с ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 570 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-11 с ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
d-1 d ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 870 620 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
d-2 d ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 950 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
e-1 e ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1270 970 630 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
f-1 f ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1260 950 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
g-1 g ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1260 980 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
h-1 h ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1280 960 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
i-1 i ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 910 610 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
[0095] [Таблица 3]
ТАБЛИЦА 3
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ТИП СТАЛЬНОГО ЛИСТА ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ ГОРЯЧАЯ ПРОКАТКА ПРИМЕЧАНИЯ
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА СЛЯБА
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА
ПРИ ЧИСТОВОЙ ПРОКАТКЕ
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА ПРИ СМАТЫВАНИИ В РУЛОН
(°С)
j-1 j ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 580 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
k-1 k ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 930 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
l-1 l ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 940 600 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
m-1 m ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 920 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-1 n ГОРЯЧЕКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 910 630 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-2 n ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1240 920 650 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-3 n ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 920 650 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-4 n ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ЛЕГИРОВАННЫМ СЛОЕМ ПОКРЫТИЯ 1200 890 630 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-5 n ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 900 580 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-6 n ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 920 570 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-7 n ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1240 930 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-8 n ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 930 620 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-9 n ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1250 880 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-10 n ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1180 900 570 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-11 n ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
o-1 o ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1270 960 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
p-1 p ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1250 940 650 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-1 q ГОРЯЧЕКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1180 880 470 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-2 q ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 900 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
ТАБЛИЦА 3 (продолжение)
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ТИП СТАЛЬНОГО ЛИСТА ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ ГОРЯЧАЯ ПРОКАТКА ПРИМЕЧАНИЯ
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА СЛЯБА
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА
ПРИ ЧИСТОВОЙ ПРОКАТКЕ
(°С)		 ТЕМПЕРАТУРА ПРИ СМАТЫВАНИИ В РУЛОН
(°С)
q-3 q ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 920 590 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-4 q ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ЛЕГИРОВАННЫМ СЛОЕМ ПОКРЫТИЯ 1220 910 620 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-5 q ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1220 910 630 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-6 q ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 890 630 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-7 q ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 920 640 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-8 q ГОРЯЧЕОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 930 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-9 q ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1250 880 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-10 q ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1180 900 570 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-11 q ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 900 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
r-1 r ГОРЯЧЕАЛЮМИНИРОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1280 920 620 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
А-1 А ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 920 630 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
В-1 В ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 930 620 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
С-1 С ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1240 940 590 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
D-1 D ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 900 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
E-1 E ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1200 910 600 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
F-1 F ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 920 620 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
G-1 G ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1210 930 630 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
H-1 H ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ 1230 920 640 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
[0096] [Таблица 4]
ТАБЛИЦА 4
УСЛОВИЕ ГОРЯЧЕЕ ПРЕССОВАНИЕ ПРИМЕЧАНИЯ
СКОРОСТЬ НАГРЕВА (°С/с) ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА
(°С)		 СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ТРЕТЬЕМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) МИНИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ (°С/с) МАКСИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ
(°С/с)
а-1 6 910 160 35 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-2 4 930 120 30 5 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-3 5 920 240 50 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-4 10 920 160 45 20 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-5 6 900 110 45 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-6 7 920 220 50 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-7 5 740 160 40 30 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-8 6 890 80 40 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
ТАБЛИЦА 4 (продолжение)
УСЛОВИЕ ГОРЯЧЕЕ ПРЕССОВАНИЕ ПРИМЕЧАНИЯ
СКОРОСТЬ НАГРЕВА (°С/с) ТЕМПЕРА-ТУРА НАГРЕВА
(°С)		 СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ТРЕТЬЕМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) МИНИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ (°С/с) МАКСИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ
(°С/с)
а-9 10 900 100 50 3 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-10 5 900 150 50 5 80 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-11 5 900 120 55 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-1 5 880 200 35 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-2 6 890 180 30 5 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-3 8 870 180 50 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-4 4 890 160 45 20 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-5 5 880 200 45 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-6 12 920 230 50 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-7 6 700 160 40 30 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-8 7 900 60 40 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-9 10 900 100 50 3 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-10 5 900 150 50 5 80 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-11 5 900 120 55 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-1 8 920 180 20 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-2 4 930 160 50 5 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-3 6 900 160 45 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-4 5 940 150 40 20 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-5 3 930 180 50 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-6 9 900 230 30 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-7 5 720 120 30 30 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-8 6 910 40 25 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-9 10 900 100 50 2 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-10 5 900 150 50 5 100 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-11 5 900 120 55 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
d-1 5 910 120 30 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
d-2 6 940 220 40 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
e-1 5 950 150 35 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
f-1 6 920 140 30 5 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
g-1 12 920 150 35 20 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
h-1 6 930 150 30 20 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
i-1 4 920 160 30 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
[0097] [Таблица 5]
ТАБЛИЦА 5
УСЛОВИЕ ГОРЯЧЕЕ ПРЕССОВАНИЕ ПРИМЕЧАНИЯ
СКОРОСТЬ НАГРЕВА (°С/с) ТЕМПЕРА-ТУРА НАГРЕВА
(°С)		 СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ТРЕТЬЕМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) МИНИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ (°С/с) МАКСИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ
(°С/с)
i-1 4 920 160 30 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
j-1 5 910 160 30 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
k-1 6 920 150 35 15 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
l-1 8 910 150 30 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
m-1 4 930 160 10 10 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-1 5 900 120 20 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-2 6 920 150 40 5 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-3 7 920 150 40 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-4 10 910 140 35 20 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-5 5 910 160 30 30 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-6 5 930 220 40 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-7 6 710 110 30 30 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-8 7 930 50 30 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-9 10 900 100 50 3 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-10 5 900 150 50 5 120 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-11 5 900 120 55 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
o-1 5 920 140 10 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
p-1 11 930 170 40 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-1 7 930 150 45 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-2 5 910 160 40 5 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-3 9 930 140 30 10 50 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-4 8 920 150 45 20 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-5 6 920 150 30 10 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-6 7 930 220 40 5 70 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-7 8 720 140 40 30 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-8 6 920 40 30 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-9 10 900 100 50 2 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-10 5 900 150 50 5 90 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-11 5 900 120 55 10 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
r-1 7 940 200 40 5 60 ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
А-1 5 930 160 40 10 70 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
В-1 12 920 250 50 20 70 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
ТАБЛИЦА 5 (продолжение)
УСЛОВИЕ ГОРЯЧЕЕ ПРЕССОВАНИЕ ПРИМЕЧАНИЯ
СКОРОСТЬ НАГРЕВА (°С/с) ТЕМПЕРА-ТУРА НАГРЕВА
(°С)		 СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ТРЕТЬЕМ ИНТЕРВАЛЕ ТЕМПЕРАТУР (°С/с) МИНИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ (°С/с) МАКСИМАЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ
(°С/с)
С-1 7 950 120 35 30 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
D-1 5 950 80 30 5 60 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
E-1 8 940 200 40 10 70 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
F-1 6 920 160 35 20 70 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
G-1 8 930 170 35 30 50 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
H-1 7 950 150 30 5 50 СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
[0098] [Таблица 6]
ТАБЛИЦА 6
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ДОЛЯ УЧАСТКОВ КАРБИД НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ
(МПа)		 УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ ПРИМЕЧАНИЯ
VM
(%)		 VB
(%)		 VF
(%)		 VγR
(%)		 VM+VB
(%)		 КОЭФФИЦИЕНТ ПОКРЫТИЯ
(%)		 ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ
(/мкм2)
а-1 а 78 18 0 4 96 63 70 1213 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-2 а 70 27 0 3 97 71 67 1181 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-3 а 96 1 0 3 97 10 65 1235 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-4 а 79 17 0 4 96 65 72 1207 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-5 а 72 25 0 3 97 75 75 1122 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-6 а 98 0 0 2 98 33 54 1261 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
а-7 а 54 21 17 8 75 30 72 978 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-8 а 48 40 12 0 88 85 94 897 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-9 а 38 27 35 0 65 85 85 758 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-10 а 80 20 0 0 100 10 28 1310 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
а-11 а 80 15 0 0 100 15 35 1285 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-1 b 84 12 0 4 96 24 75 1356 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-2 b 80 17 0 3 97 25 72 1326 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-3 b 84 13 0 3 97 25 71 1379 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-4 b 87 11 0 2 98 31 78 1349 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-5 b 86 12 0 2 98 20 80 1372 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-6 b 96 0 0 4 96 14 59 1358 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
b-7 b 42 18 10 30 60 64 77 952 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-8 b 48 43 0 9 91 82 100 1012 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-9 b 38 27 0 35 65 85 90 882 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
ТАБЛИЦА 6 (продолжение)
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ДОЛЯ УЧАСТКОВ КАРБИД НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ
(МПа)		 УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ ПРИМЕЧАНИЯ
VM
(%)		 VB
(%)		 VF
(%)		 VγR
(%)		 VM+VB
(%)		 КОЭФФИЦИЕНТ ПОКРЫТИЯ
(%)		 ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ
(/мкм2)
b-10 b 80 20 0 0 100 10 33 1310 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
b-11 b 85 15 0 0 100 15 39 1331` × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-1 с 78 20 0 2 98 33 80 1472 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-2 с 97 0 0 3 97 45 77 1496 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-3 с 87 10 0 3 97 42 75 1482 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-4 с 91 8 0 1 99 40 82 1486 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-5 с 92 7 0 1 99 35 86 1488 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-6 с 99 0 0 1 99 22 62 1509 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
с-7 с 43 12 37 8 55 73 82 975 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-8 с 59 31 10 0 90 87 112 1112 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-9 с 42 40 18 0 82 95 105 921 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-10 с 85 15 0 0 100 12 35 1532 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
с-11 с 85 15 0 0 100 15 42 1543 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
d-1 d 88 8 0 4 96 75 78 1534 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
d-2 d 98 0 0 2 98 15 82 1509 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
e-1 e 84 15 0 1 99 55 94 1512 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
f-1 f 87 11 0 2 98 65 91 1522 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
g-1 g 86 12 0 2 98 50 88 1533 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
h-1 h 80 18 0 2 98 52 97 1548 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
i-1 i 83 16 0 1 99 50 93 1512 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
[0099] [Таблица 7]
ТАБЛИЦА 7
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ДОЛЯ УЧАСТКОВ КАРБИД НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ
(МПа)		 УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ ПРИМЕЧАНИЯ
VM
(%)		 VB
(%)		 VF
(%)		 VγR
(%)		 VM+VB
(%)		 КОЭФФИЦИЕНТ ПОКРЫТИЯ
(%)		 ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ
(/мкм2)
j-1 j 87 11 0 2 98 55 89 1529 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
k-1 k 82 16 0 2 98 60 95 1544 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
l-1 l 84 15 0 1 99 50 93 1531 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
m-1 m 81 17 0 2 98 48 96 1552 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-1 n 75 24 0 1 99 64 118 1782 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-2 n 93 6 0 1 99 60 105 1821 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
ТАБЛИЦА 7 (продолжение)
УСЛОВИЕ ТИП СТАЛИ ДОЛЯ УЧАСТКОВ КАРБИД НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ
(МПа)		 УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ ПРИМЕЧАНИЯ
VM
(%)		 VB
(%)		 VF
(%)		 VγR
(%)		 VM+VB
(%)		 КОЭФФИЦИЕНТ ПОКРЫТИЯ
(%)		 ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ
(/мкм2)
n-3 n 95 4 0 1 99 60 101 1819 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-4 n 92 7 0 1 99 65 101 1832 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-5 n 93 5 0 2 98 60 100 1826 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-6 n 98 0 0 2 98 23 97 1792 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
n-7 n 37 4 52 7 41 50 122 1154 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-8 n 53 32 15 0 85 91 110 1152 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-9 n 38 54 8 0 92 92 118 1088 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-10 n 90 10 0 0 100 9 28 1833 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
n-11 n 85 15 0 0 100 15 35 1825 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
o-1 o 98 0 0 2 98 65 88 2016 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
p-1 p 93 4 0 3 97 64 103 1986 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-1 q 96 1 0 3 97 72 99 2024 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-2 q 94 3 0 3 97 61 100 1981 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-3 q 91 5 0 4 96 75 115 1970 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-4 q 96 1 0 3 97 65 108 2007 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-5 q 93 5 0 2 98 57 104 1978 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-6 q 99 0 0 1 99 15 92 1984 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
q-7 q 43 7 43 7 50 47 119 1176 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-8 q 68 21 11 0 89 85 98 1163 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-9 q 42 48 10 0 90 90 105 1241 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-10 q 100 0 0 0 100 10 35 2021 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
q-11 q 85 15 0 0 100 15 42 1994 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
r-1 r 96 2 0 2 98 20 131 2038 Ο ПРИМЕР ПО ИЗОБРЕТЕНИЮ
А-1 А 64 35 0 1 99 55 67 1075 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
В-1 В 96 0 0 4 96 10 138 2539 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
С-1 С 42 19 36 3 61 75 103 1124 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
D-1 D 52 12 30 6 64 75 99 1084 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
E-1 E 33 44 20 3 77 20 67 993 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
F-1 F 96 0 0 4 96 50 41 1682 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
G-1 G 32 34 32 2 66 45 77 1073 Ο СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
H-1 H 63 21 13 3 84 55 67 1186 × СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
[0100] Настоящее изобретение может быть использовано для отраслей промышленности для изготовления и использования, например, горячештампованной детали, используемой для автомобилей и других изделий. Настоящее изобретение также может быть использовано для отраслей промышленности для изготовления и использования другого элемента конструкции машины.

Claims (41)

1. Горячештампованная стальная деталь, содержащая
химический состав, мас.%:
С 0,120 - 0,400
Si 0,005 - 2,000
Mn, или Cr, или оба из них: в совокупности 1,00 - 3,00
Al 0,005 - 0,100
B 0,0003 - 0,0020
P не более 0,030
S не более 0,0100
О не более 0,0070
N не более 0,0070
Ti 0 - 0,100
Nb 0 - 0,100
V 0 - 0,100
Ni 0 - 2,00
Cu 0 - 2,00
Mo 0 - 0,50
Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0 - 0,0300
Fe и примеси – остальное,
структуру, представленную:
долей участков мартенсита, или бейнита, или обоих из них: в совокупности не менее 95%,
коэффициентом покрытия границы бывших аустенитных зерен карбидами на основе железа: не более 80% и
численной плотностью карбидов на основе железа в бывших аустенитных зернах: не менее 45/мкм2.
2. Горячештампованная стальная деталь по п. 1, которая содержит, мас.%:
Ti 0,005 - 0,100
Nb 0,005 - 0,100, или
V 0,005 - 0,100, или
любую из их комбинаций.
3. Горячештампованная стальная деталь по п. 1 или 2, которая содержит, мас.%:
Ni 0,05 - 2,00
Cu 0,05 - 2,00, или
Mo 0,05% - 0,50, или
любую из их комбинаций.
4. Горячештампованная стальная деталь по п. 1 или 2, которая содержит:
Ca, или редкоземельный металл (REM), или оба из них: в совокупности 0,0005 - 0,0300 мас.%.
5. Способ изготовления горячештампованной стальной детали по любому из пп. 1-4, включающий этапы:
нагрева стального листа до температуры, составляющей не менее температуры Ас3 и не более 950°С, при средней скорости нагрева, составляющей не менее 2°С/с,
последующего охлаждения стального листа в интервале температур от температуры Ar3 до (Ms - 50)°С при средней скорости охлаждения, составляющей не менее 100°С/с, при одновременном выполнении горячего прессования и
последующего охлаждения стального листа в интервале температур от температуры (Ms - 50)°С до 100°С при средней скорости охлаждения, составляющей не более 50°С/с,
при этом
максимальная скорость охлаждения составляет не более 70°С/с и минимальная скорость охлаждения составляет не менее 5°С/с в интервале температур от (Ms - 120)°С до 100°С.
RU2016105443A 2013-09-18 2014-09-12 Горячештампованная деталь и способ ее изготовления RU2648104C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-193124 2013-09-18
JP2013193124 2013-09-18
PCT/JP2014/074184 WO2015041159A1 (ja) 2013-09-18 2014-09-12 ホットスタンプ成形体及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2016105443A RU2016105443A (ru) 2017-10-23
RU2648104C2 true RU2648104C2 (ru) 2018-03-22

Family

ID=52688810

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016105443A RU2648104C2 (ru) 2013-09-18 2014-09-12 Горячештампованная деталь и способ ее изготовления

Country Status (13)

Country Link
US (1) US10301699B2 (ru)
EP (1) EP3020845B1 (ru)
JP (1) JP6112211B2 (ru)
KR (1) KR101753016B1 (ru)
CN (1) CN105518173B (ru)
BR (1) BR112015032803B1 (ru)
CA (1) CA2916941C (ru)
ES (1) ES2662381T3 (ru)
MX (1) MX2016000028A (ru)
PL (1) PL3020845T3 (ru)
RU (1) RU2648104C2 (ru)
TW (1) TWI531667B (ru)
WO (1) WO2015041159A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2766947C1 (ru) * 2018-03-27 2022-03-16 Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) Стальной лист для горячей штамповки
RU2795542C1 (ru) * 2019-12-19 2023-05-04 Арселормиттал Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017006144A1 (en) 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
WO2017098303A1 (en) * 2015-12-09 2017-06-15 Arcelormittal Method for producing an inner automotive structural part comprising localized reinforced areas
CN106399837B (zh) * 2016-07-08 2018-03-13 东北大学 热冲压成形用钢材、热冲压成形工艺及热冲压成形构件
CN106119694B (zh) * 2016-08-24 2018-01-23 武汉钢铁有限公司 用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1900MPa热成形钢及生产方法
CN106086684B (zh) * 2016-08-24 2018-01-12 武汉钢铁有限公司 用薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1900MPa薄热成形钢及生产方法
CN106636890B (zh) * 2016-11-11 2018-09-14 武汉钢铁有限公司 直接热成形用薄规格热轧钢板及其制造方法
TW201829806A (zh) * 2016-11-28 2018-08-16 美商Ａｋ鋼鐵資產公司 韌性增加的加壓硬化鋼及製造方法
BR112019013393A2 (pt) * 2017-01-17 2020-03-03 Nippon Steel Corporation Peça estampada a quente e método de fabricação da mesma
TWI632240B (zh) * 2017-01-17 2018-08-11 新日鐵住金股份有限公司 Hot stamping formed body and method of manufacturing same
CN110199044B (zh) * 2017-01-17 2021-10-12 日本制铁株式会社 热冲压用钢板
BR112019016977A2 (pt) * 2017-02-20 2020-04-07 Nippon Steel Corp chapa de aço
EP3701058A1 (en) 2017-10-24 2020-09-02 ArcelorMittal A method for the manufacture of a galvannealed steel sheet
CA3076581A1 (en) * 2017-10-24 2019-05-02 Arcelormittal A method for the manufacture of a coated steel sheet
RU2761927C1 (ru) 2017-11-17 2021-12-14 Арселормиттал Способ изготовления стального листа с цинковым покрытием, стойкого к жидкометаллическому охрупчиванию
KR102460598B1 (ko) * 2018-03-29 2022-10-31 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
TWI663265B (zh) * 2018-03-29 2019-06-21 日商新日鐵住金股份有限公司 Hot stamping steel plate
JP6460287B1 (ja) 2018-03-29 2019-01-30 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用鋼板
EP3778952A4 (en) * 2018-03-29 2021-10-20 Nippon Steel Corporation HOT PUNCHED SHAPED PRODUCT
CN108374127A (zh) 2018-04-28 2018-08-07 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热冲压成形用钢材、热冲压成形工艺及热冲压成形构件
JP6652230B1 (ja) * 2018-07-27 2020-02-19 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
KR102209556B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-29 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법
KR20210154238A (ko) * 2019-04-24 2021-12-20 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 와전류식 감속 장치용 로터
US11898219B2 (en) * 2019-06-28 2024-02-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN113025877A (zh) * 2019-12-24 2021-06-25 通用汽车环球科技运作有限责任公司 高性能压制硬化钢
CN111286669A (zh) * 2020-02-17 2020-06-16 本钢板材股份有限公司 屈服强度≥900Mpa的马氏体热轧态高强钢及制备方法
KR102366284B1 (ko) * 2020-12-28 2022-02-23 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법
WO2023041953A1 (en) * 2021-09-14 2023-03-23 Arcelormittal High strength press hardened steel part and method of manufacturing the same

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005205477A (ja) * 2004-01-26 2005-08-04 Nippon Steel Corp 生産性に優れた熱間プレス成形方法及び自動車用部材
JP2006152427A (ja) * 2004-10-29 2006-06-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス鋼板部材、その製造方法および熱間プレス用鋼板
RU2395593C1 (ru) * 2006-10-30 2010-07-27 Арселормитталь Франс Покрытые стальные полосы, способы их изготовления, способы их применения, штампованные заготовки, изготовленные из них, штампованные изделия, изготовленные из них, и промышленные товары, содержащие такое штампованное изделие
RU2451764C2 (ru) * 2007-07-19 2012-05-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления стальных листов с высокими характеристиками прочности и пластичности и листы, изготовленные при помощи этого способа
JP2012180594A (ja) * 2006-05-10 2012-09-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス成形された鋼板部材および熱間プレス鋼板部材用鋼板ならびにそれらの製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59219473A (ja) 1983-05-26 1984-12-10 Nippon Steel Corp カラ−エツチング液及びエツチング方法
JPH0718322A (ja) 1993-07-07 1995-01-20 Kawasaki Steel Corp 高清浄度アルミキルド鋼の精錬方法
JP4202663B2 (ja) 2001-03-28 2008-12-24 株式会社神戸製鋼所 靭性に優れた鋼材
JP4325277B2 (ja) 2003-05-28 2009-09-02 住友金属工業株式会社 熱間成形法と熱間成形部材
JP2008264836A (ja) 2007-04-20 2008-11-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス鋼板部材の製造方法
US20090242086A1 (en) * 2008-03-31 2009-10-01 Honda Motor Co., Ltd. Microstructural optimization of automotive structures
JP6010730B2 (ja) 2009-05-29 2016-10-19 日産自動車株式会社 高延性ダイクエンチによる高強度成形品及びその製造方法
JP5235182B2 (ja) 2009-09-09 2013-07-10 富士通テレコムネットワークス株式会社 チャンネルデータ伝送方法とその方法を用いた制御装置、及び制御対象装置とそれらを備える制御システム、及び充放電試験システム
JP5304678B2 (ja) 2010-02-09 2013-10-02 新日鐵住金株式会社 熱間プレス方法、および成形品の製造方法
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
CN102939399B (zh) * 2010-06-14 2015-01-28 新日铁住金株式会社 热压印成型体、热压印用钢板的制造方法及热压印成型体的制造方法
JP2013545890A (ja) * 2010-10-12 2013-12-26 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 鋼ブランクの熱間成形方法及び熱間成形部品
KR20140027451A (ko) * 2011-06-10 2014-03-06 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스 성형품, 그 제조 방법 및 열간 프레스 성형용 박강판
CN103597107B (zh) 2011-06-10 2016-06-22 株式会社神户制钢所 热压成形品、其制造方法和热压成形用薄钢板
PL2803746T3 (pl) 2012-01-13 2019-09-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Stal wytłaczana na gorąco i sposób jej wytwarzania
JP5756774B2 (ja) 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP5756773B2 (ja) 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP6040753B2 (ja) * 2012-12-18 2016-12-07 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法
JP5942841B2 (ja) 2012-12-21 2016-06-29 新日鐵住金株式会社 強度と耐水素脆性に優れたホットスタンプ成形体及びホットスタンプ成形体の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005205477A (ja) * 2004-01-26 2005-08-04 Nippon Steel Corp 生産性に優れた熱間プレス成形方法及び自動車用部材
JP2006152427A (ja) * 2004-10-29 2006-06-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス鋼板部材、その製造方法および熱間プレス用鋼板
JP2012180594A (ja) * 2006-05-10 2012-09-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間プレス成形された鋼板部材および熱間プレス鋼板部材用鋼板ならびにそれらの製造方法
RU2395593C1 (ru) * 2006-10-30 2010-07-27 Арселормитталь Франс Покрытые стальные полосы, способы их изготовления, способы их применения, штампованные заготовки, изготовленные из них, штампованные изделия, изготовленные из них, и промышленные товары, содержащие такое штампованное изделие
RU2451764C2 (ru) * 2007-07-19 2012-05-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления стальных листов с высокими характеристиками прочности и пластичности и листы, изготовленные при помощи этого способа

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2766947C1 (ru) * 2018-03-27 2022-03-16 Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) Стальной лист для горячей штамповки
RU2795542C1 (ru) * 2019-12-19 2023-05-04 Арселормиттал Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2798141C1 (ru) * 2019-12-19 2023-06-15 Арселормиттал Холоднокатаный и термически обработанный стальной лист и способ его изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
KR101753016B1 (ko) 2017-07-03
MX2016000028A (es) 2016-03-09
BR112015032803A2 (pt) 2017-07-25
EP3020845A4 (en) 2017-04-05
BR112015032803B1 (pt) 2020-01-14
US20160145704A1 (en) 2016-05-26
JP6112211B2 (ja) 2017-04-12
ES2662381T3 (es) 2018-04-06
RU2016105443A (ru) 2017-10-23
WO2015041159A1 (ja) 2015-03-26
TW201529868A (zh) 2015-08-01
EP3020845B1 (en) 2018-01-31
CA2916941C (en) 2018-01-09
CA2916941A1 (en) 2015-03-26
CN105518173A (zh) 2016-04-20
PL3020845T3 (pl) 2018-07-31
TWI531667B (zh) 2016-05-01
KR20160023855A (ko) 2016-03-03
JPWO2015041159A1 (ja) 2017-03-02
CN105518173B (zh) 2017-09-15
US10301699B2 (en) 2019-05-28
EP3020845A1 (en) 2016-05-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2648104C2 (ru) Горячештампованная деталь и способ ее изготовления
KR102221391B1 (ko) 강판
US9970092B2 (en) Galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
JP5780171B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
RU2599934C2 (ru) Стальной лист для горячей штамповки, способ его изготовления и изделие из горячештампованного стального листа
EP2757169B1 (en) High-strength steel sheet having excellent workability and method for producing same
EP3214199B1 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
JP5454746B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
EP3214193A1 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
JP6540162B2 (ja) 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
EP3214197A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP5659929B2 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
JP2007070659A (ja) 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP7364933B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
EP3447159B1 (en) Steel plate, plated steel plate, and production method therefor
WO2020162560A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPWO2019131189A1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2013144830A (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP7440799B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR20180119618A (ko) 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
KR20200100164A (ko) 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법
JP6384623B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Correction of name of patent owner