RU2686715C1 - Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства - Google Patents
Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства Download PDFInfo
- Publication number
- RU2686715C1 RU2686715C1 RU2017138057A RU2017138057A RU2686715C1 RU 2686715 C1 RU2686715 C1 RU 2686715C1 RU 2017138057 A RU2017138057 A RU 2017138057A RU 2017138057 A RU2017138057 A RU 2017138057A RU 2686715 C1 RU2686715 C1 RU 2686715C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- heat
- steel
- strength
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 297
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 297
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 36
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 25
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 92
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 47
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 19
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 238000005204 segregation Methods 0.000 claims description 28
- 238000000465 moulding Methods 0.000 claims description 18
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 36
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 14
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 45
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 33
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 24
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 24
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 20
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 18
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 18
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 18
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 17
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 16
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 16
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 16
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 16
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 15
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 15
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 14
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 14
- 239000000463 material Substances 0.000 description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 13
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 12
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N iron oxide Inorganic materials [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 12
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 12
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 11
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 10
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 9
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 8
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 8
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 7
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 7
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 7
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 6
- 239000000047 product Substances 0.000 description 6
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 5
- 238000005422 blasting Methods 0.000 description 5
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 5
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 5
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 4
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910004283 SiO 4 Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 3
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 3
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000604 Ferrochrome Inorganic materials 0.000 description 2
- KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-N Fluorane Chemical compound F KRHYYFGTRYWZRS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- MHAJPDPJQMAIIY-UHFFFAOYSA-N Hydrogen peroxide Chemical compound OO MHAJPDPJQMAIIY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002390 adhesive tape Substances 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 2
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 2
- 235000013980 iron oxide Nutrition 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 2
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 2
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 2
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052779 Neodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052777 Praseodymium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004873 anchoring Methods 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce][Ce] ZMIGMASIKSOYAM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000004299 exfoliation Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 229910052840 fayalite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 229910052595 hematite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011019 hematite Substances 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 1
- -1 iron ions Chemical class 0.000 description 1
- VBMVTYDPPZVILR-UHFFFAOYSA-N iron(2+);oxygen(2-) Chemical class [O-2].[Fe+2] VBMVTYDPPZVILR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- LIKBJVNGSGBSGK-UHFFFAOYSA-N iron(3+);oxygen(2-) Chemical compound [O-2].[O-2].[O-2].[Fe+3].[Fe+3] LIKBJVNGSGBSGK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- SZVJSHCCFOBDDC-UHFFFAOYSA-N iron(II,III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]O[Fe]=O SZVJSHCCFOBDDC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- QEFYFXOXNSNQGX-UHFFFAOYSA-N neodymium atom Chemical compound [Nd] QEFYFXOXNSNQGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- PUDIUYLPXJFUGB-UHFFFAOYSA-N praseodymium atom Chemical compound [Pr] PUDIUYLPXJFUGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 238000007788 roughening Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N scandium atom Chemical compound [Sc] SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000001228 spectrum Methods 0.000 description 1
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 1
- 230000004936 stimulating effect Effects 0.000 description 1
- 238000007669 thermal treatment Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted 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
- 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
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/22—Martempering
-
- 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
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—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
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/18—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
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к элементу из термообработанного стального листа и способу его производства, и может быть использовано в автомобильной промышленности, в частности для изготовления таких противоударных частей автомобиля, как бампер и центральная стойка. Элемент из термообработанного стального листа содержит, мас. %: C от 0,05 до 0,50, Si от 0,50 до 5,0, Mn от 1,5 до 4,0, P 0,05 или меньше, S 0,05 или меньше, N 0,01 или меньше, Ti от 0,01 до 0,10, B от 0,0005 до 0,010, Cr от 0 до 1,0, Ni от 0 до 2,0, Cu от 0 до 1,0, Mo от 0 до 1,0, V от 0 до 1,0, Ca от 0 до 0,01, Al от 0 до 1,0, Nb от 0 до 1,0, REM от 0 до 0,1, железо и примеси – остальное. Микроструктура стального листа содержит остаточный аустенит от 0,2 до 1,0 об. % и мартенсит – остальное. Численная плотность остаточного карбида, присутствующего в стали элемента и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или более, составляет 4,0×103/мм2 или менее. Способ производства элемента из термообработанного стального листа включает нагрев стального листа до диапазона температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C со средней скоростью повышения температуры 5°C/с или более, горячее формование при этой температуре, охлаждение до температуры точки Ms с верхней критической скоростью охлаждения или более и последующее охлаждение до 100°C со средней скоростью охлаждения 60°C/с или выше. Полученный элемент характеризуется прочностью при растяжении 1,4 ГПа или более, отношением предела текучести к пределу прочности - 0,65 или более. 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 4 табл.
Description
ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001]
Настоящее изобретение относится к элементу из термообработанного стального листа и к способу производства этого элемента из термообработанного стального листа.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002]
В области стальных листов для автомобилей расширяется применение листов высокопрочной стали для достижения баланса между топливной эффективностью и безопасностью при столкновении, поддерживаемое усилением экологических требований и стандартов безопасности при столкновении. Однако при увеличении прочности формуемость стального листа снижается, и становится затруднительным произвести продукт, имеющий сложную форму. В частности, при этом возникает проблема разрушения обрабатываемых областей вследствие уменьшения пластичности стального листа при увеличении прочности. В дополнение к этому также возникает проблема пружинения и изгиба боковых стенок вследствие остаточного напряжения после обработки, что ухудшает размерную точность. Следовательно, становится затруднительным получить продукт, имеющий сложную форму, путем прессования листа высокопрочной стали, в частности стального листа, имеющего прочность при растяжении 780 МПа или выше. Следует отметить, что роликовое профилирование листового металла на листогибочной машине вместо прессования облегчает обработку листов высокопрочной стали. Однако применение роликового профилирования листового металла на листогибочной машине ограничивается компонентами, имеющими постоянные поперечные сечения в продольном направлении.
[0003]
Например, как раскрыто в Патентном документе 1, методика горячей штамповки использовалась в последние годы в качестве методики выполнения прессования материала, имеющего сложности с формованием, такого как лист высокопрочной стали. Методика горячей штамповки относится к методике горячего формования, в которой подвергаемый формованию материал нагревается перед выполнением формования. В этой методике, поскольку материал нагревается перед формованием, стальной материал размягчается и имеет хорошую формуемость. Это позволяет формовать в сложную форму с высокой точностью даже высокопрочный стальной материал. В дополнение к этому, стальной материал после формования имеет достаточную прочность, потому что закалка выполняется с помощью пресс-формы одновременно с формованием.
[0004]
В дополнение к этому, Патентный документ 2 раскрывает элемент горячего формования, который имеет как стабильную прочность, так и ударную вязкость, и раскрывает способ горячего формования для изготовления этого элемента горячего формования. Патентный документ 3 раскрывает горячекатаный стальной лист и лист холоднокатаной стали, которые обладают превосходными формуемостью и прокаливаемостью, имеют хорошую формуемость при прессовании, изгибе, профилировании на листогибочной машине и т.п., и которым может быть придана высокая прочность после закалки. Патентный документ 4 раскрывает методику, цель которой состоит в том, чтобы получить ультравысокопрочный стальной лист, который устанавливает совместимость между прочностью и формуемостью.
[0005]
Кроме того, Патентный документ 5 раскрывает марку стали высокопрочного стального материала, который является чрезвычайно упрочненным и имеет как высокую величину отношения предела текучести к пределу прочности, так и высокую прочность, и позволяет производить различные материалы, имеющие различные уровни прочности, даже из одной и той же марки стали, а также раскрывает способ для производства этой марки стали. Патентный документ 6 раскрывает способ для производства стальной трубы, целью которого является получить тонкостенную высокопрочную сварную стальную трубу, обладающую превосходной формуемостью и стойкостью к усталости при кручении после формования поперечного сечения. Патентный документ 7 раскрывает устройство горячего прессования для нагревания и формования металлического листового материала, способное ускорять охлаждение матрицы и прессуемого тела для получения прессованного продукта, обладающего превосходными прочностью и размерной точностью, до короткого промежутка времени, а также раскрывает способ горячего прессования.
СПИСОК ДОКУМЕНТОВ ПРЕДШЕСТВУЮЩЕГО УРОВНЯ ТЕХНИКИ
ПАТЕНТНЫЙ ДОКУМЕНТ
[0006]
Патентный документ 1: JP2002-102980A
Патентный документ 2: JP2004-353026A
Патентный документ 3: JP2002-180186A
Патентный документ 4: JP2009-203549A
Патентный документ 5: JP2007-291464A
Патентный документ 6: JP2010-242164A
Патентный документ 7: JP2005-169394A
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ТЕХНИЧЕСКАЯ ПРОБЛЕМА
[0007]
Методика горячего формования, такая как вышеупомянутая горячая штамповка, является превосходным способом формования, который может обеспечить элемент с высокой прочностью при одновременном обеспечении формуемости, но она требует нагревания до высокой температуры, такой как 800-1000°C, что создает проблему окисления поверхности стального листа. Когда окалина из оксидов железа, образующаяся в этой точке, отваливается во время прессования и прилипает к штампу, производительность уменьшается. В дополнение к этому возникает проблема того, что окалина, оставшаяся на продукте после прессования, ухудшает внешний вид продукта.
[0008]
Кроме того, в случае покрытия в последующем процессе, окалина, оставшаяся на поверхности стального листа, ухудшает способность к адгезии между стальным листом и покрытием, приводя к уменьшению коррозионной стойкости. Таким образом, после прессования требуется обработка для удаления окалины, такая как дробеструйная очистка. Следовательно, требуемые свойства образующейся окалины включают в себя низкую склонность к отслаиванию при формовании, чтобы она не отваливалась и не вызывала загрязнения матрицы во время прессования, а также легкость отслаивания и удаления при дробеструйной обработке.
[0009]
В дополнение к этому, как было упомянуто ранее, от стальных листов для автомобилей требуется, чтобы они обеспечивали безопасность при столкновении. Безопасность при столкновении автомобиля зависит от прочности при растяжении, а также от предела текучести и ударной вязкости стального листа. Например, усилитель бампера, центральная стойка и т.п. обязаны обладать подавленной до минимума пластической деформацией, и не разрушаться преждевременно, даже если они деформируются. Следовательно, для того, чтобы улучшить безопасность при столкновении, важно получить прочность материала, а также предел текучести, соразмерный с прочностью при растяжении, и ударную вязкость.
[0010]
В обычных методиках, описанных выше, не проводилось никаких достаточных исследований того, как получить подходящие свойства окалины и превосходную ударостойкость, что оставляет место для улучшений.
[0011]
Задачей настоящего изобретения, которое было создано для решения вышеописанной проблемы, является предложить элемент из термообработанного стального листа, который обладал бы хорошими свойствами окалины и высоким пределом текучести, а также превосходной ударной вязкостью. Следует отметить, что элемент из стального листа, в частности элемент, подвергаемый горячему формованию, зачастую является не плоским листом, а формованным корпусом. Однако в настоящем изобретении «элемент из термообработанного стального листа» также включает в себя случай формованного корпуса. В дополнение к этому, стальной лист, являющийся исходным материалом для элемента из термообработанного стального листа, до того, как он будет подвергнут термической обработке, также называют «стальным листом для термической обработки».
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0012]
Настоящее изобретение создано в попытке решить вышеупомянутые проблемы, и его сутью является следующий элемент из термообработанного стального листа и способ для производства этого элемента из термообработанного стального листа.
[0013]
(1) Элемент из термообработанного стального листа, имеющего следующий химический состав, в мас.%:
C: от 0,05 до 0,50;
Si: от 0,50 до 5,0;
Mn: от 1,5 до 4,0;
P: 0,05 или меньше;
S: 0,05 или меньше;
N: 0,01 или меньше;
Ti: от 0,01 до 0,10;
B: от 0,0005 до 0,010;
Cr: от 0 до 1,0;
Ni: от 0 до 2,0;
Cu: от 0 до 1,0;
Mo: от 0 до 1,0;
V: от 0 до 1,0;
Ca: от 0 до 0,01;
Al: от 0 до 1,0;
Nb: от 0 до 1,0;
REM: от 0 до 0,1; и
остаток: железо и примеси, причем
этот элемент из стального листа имеет микроструктуру стали, содержащую:
в основном мартенсит;
а также остаточный аустенит, объемная доля которого составляет от 0,2 до 1,0 об.%,
численная плотность остаточного карбида, присутствующего в элементе из стального листа и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, составляет 4,0×103 /мм2 или меньше,
прочность при растяжении составляет 1,4 ГПа или выше, и
отношение предела текучести к пределу прочности составляет 0,65 или выше.
[0014]
(2) Элемент из термообработанного стального листа в соответствии с вышеупомянутым пунктом (1), в котором химический состав содержит один или более элементов, выбираемых из, в мас.%:
Cr: от 0,01 до 1,0;
Ni: от 0,1 до 2,0;
Cu: от 0,1 до 1,0;
Mo: от 0,1 до 1,0;
V: от 0,1 до 1,0;
Ca: от 0,001 до 0,01;
Al: от 0,01 до 1,0;
Nb: от 0,01 до 1,0; и
REM: от 0,001 до 0,1.
[0015]
(3) Элемент из термообработанного стального листа в соответствии с вышеупомянутым пунктом (1) или (2), в котором степень сегрегации Mn α, выражаемая следующей формулой (i), составляет 1,6 или ниже:
α=[Максимальная концентрация Mn (мас.%) в центральной части толщины листа]/[Средняя концентрация Mn (мас.%) на глубине 1/4 толщины листа от поверхности]... (i)
[0016]
(4) Элемент из термообработанного стального листа в соответствии с любым из вышеупомянутых пунктов (1) - (3), в котором индекс чистоты стали, определяемый в японском промышленном стандарте JIS G 0555(2003), составляет 0,10% или меньше.
[0017]
(5) Способ производства элемента из термообработанного стального листа, содержащий:
нагревание стального листа до диапазона температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C со скоростью повышения температуры 5°C/с или выше;
последующее охлаждение стального листа от этого диапазона температур до точки Ms с верхней критической скоростью охлаждения или выше; и
последующее охлаждение стального листа от точки Ms до 100°C со средней скоростью охлаждения 60°C/с или выше, в котором
этот стальной лист имеет следующий химический состав, в мас.%:
C: от 0,05 до 0,50;
Si: от 0,50 до 5,0;
Mn: от 1,5 до 4,0;
P: 0,05 или меньше;
S: 0,05 или меньше;
N: 0,01 или меньше;
Ti: от 0,01 до 0,10;
B: от 0,0005 до 0,010;
Cr: от 0 до 1,0;
Ni: от 0 до 2,0;
Cu: от 0 до 1,0;
Mo: от 0 до 1,0;
V: от 0 до 1,0;
Ca: от 0 до 0,01;
Al: от 0 до 1,0;
Nb: от 0 до 1,0;
REM: от 0 до 0,1; и
остаток: железо и примеси, причем
максимальная высота шероховатости Rz на поверхности составляет от 3,0 до 10,0 мкм, и
численная плотность карбида, имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, составляет 8,0×103 /мм2 или меньше.
[0018]
(6) Способ производства элемента из термообработанного стального листа в соответствии с вышеупомянутым пунктом (5), в котором химический состав содержит один или более элементов, выбираемых из, в мас.%:
Cr: от 0,01 до 1,0;
Ni: от 0,1 до 2,0;
Cu: от 0,1 до 1,0;
Mo: от 0,1 до 1,0;
V: от 0,1 до 1,0
Ca: от 0,001 до 0,01;
Al: от 0,01 до 1,0;
Nb: от 0,01 до 1,0; и
REM: от 0,001 до 0,1.
[0019]
(7) Способ производства элемента из термообработанного стального листа в соответствии с вышеупомянутым пунктом (5) или (6), в котором численная плотность остаточного карбида, присутствующего в элементе из стального листа, составляет 4,0 × 103 /мм2.
[0020]
(8) Способ производства элемента из термообработанного стального листа в соответствии с любым из вышеупомянутых пунктов (5) - (7), в котором степень сегрегации Mn α, выражаемая следующей формулой (i), составляет 1,6 или ниже:
α=[Максимальная концентрация Mn (мас.%) в центральной части толщины листа]/[Средняя концентрация Mn (мас.%) на глубине 1/4 толщины листа от поверхности]... (i).
[0021]
(9) Способ производства элемента из термообработанного стального листа в соответствии с любым из вышеупомянутых пунктов (5) - (8), в котором индекс чистоты стали, определяемый в японском промышленном стандарте JIS G 0555(2003), составляет 0,10% или меньше.
[0022]
(10) Способ производства элемента из термообработанного стального листа в соответствии с любым из вышеупомянутых пунктов (5) - (9), в котором стальной лист подвергается горячему формованию, будучи нагретым до упомянутого диапазона температур и до того, как он будет охлажден до точки Ms.
ПОЛЕЗНЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0023]
В соответствии с настоящим изобретением, возможно получить элемент из термообработанного стального листа, имеющий достаточную прочность при растяжении, а также высокйм пределом текучести и превосходную ударную вязкостью.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0024]
Авторы настоящего изобретения провели интенсивные исследования взаимосвязи между химическими компонентами и микроструктурой стали для того, чтобы получить элемент из стального листа, который имел бы хорошие свойства окалины, а также достаточную прочность и высокий предел текучести, соразмерный с прочностью, и превосходную ударную вязкость. В результате были получены следующие наблюдения.
[0025]
(a) Стальные листы для термической обработки, производимые в Японии и за ее пределами, имеют по существу одни и те же компоненты и содержат C: от 0,2 до 0,3 мас.% и Mn: приблизительно 1-2 мас.%, и дополнительно содержат Ti и B. На стадии термической обработки этот стальной лист нагревается до температуры точки Ac3 или выше, быстро передается так, чтобы не выделялся феррит, и быстро охлаждается путем штамповки до температуры начала мартенситного превращения (точка Ms), посредством чего получается мартенситная структура, имеющая высокую прочность.
[0026]
(b) Однако подробное исследование микроструктуры стали, проведенное авторами настоящего изобретения, показало, что элемент из стального листа после стадии термической обработки в некоторых случаях имеет микроструктуру стали, которая не вся состоит из мартенсита. Причиной этого предположительно является следующее. Внутри диапазона температур от точки Ms и ниже в процессе быстрого охлаждения образование тепла при превращении уменьшает скорость охлаждения. В результате полученный мартенсит отпускается на месте (самоотпуск), углерод диффундирует и выделяется в непреобразованном аустените, и доля остаточного аустенита становится равной приблизительно 1-2%.
[0027]
(c) Авторы настоящего изобретения провели дополнительные подробные исследования влияния остаточного аустенита, неизбежно содержащегося в элементе из термообработанного стального листа, на свойства элемента из стального листа. В результате было найдено, что увеличение объемной доли остаточного аустенита приводит к понижению предела текучести. Другими словами, для того, чтобы получить высокий предел текучести, необходимо минимизировать объемную долю остаточного аустенита в максимально возможной степени.
[0028]
(d) Однако при обеспечении высокого предела текучести чрезмерно низкая объемная доля остаточного аустенита приводит к значительному ухудшению ударной вязкости. По этой причине необходимо устанавливать значение нижнего предела объемной доли остаточного аустенита.
[0029]
(e) Когда грубые карбиды в избыточном количестве присутствуют в стальном листе для термической обработки, и большое количество карбидов удерживается в границах зерна после термической обработки, ударная вязкость элемента из термообработанного стального листа ухудшается. По этой причине численная плотность остаточного карбида, присутствующего в элементе из стального листа, должна быть установлена равной заданному значению или меньше.
[0030]
(f) Что касается свойств окалины, если сделать количество Si в стали в стальном листе перед термической обработкой больше, чем у обычных стальных листов, можно получить желаемые свойства окалины.
[0031]
(g) Путем определения степени сегрегации Mn, содержащегося в стальном листе для термической обработки, и уменьшения этой степени сегрегации ударная вязкость элемента из термообработанного стального листа дополнительно улучшается.
[0032]
(h) Включения в элементе из стального листа оказывают большое влияние на ударную вязкость ультравысокопрочного стального листа. Для того, чтобы улучшить ударную вязкость, предпочтительно уменьшать значение индекса чистоты стали, определяемого в японском промышленном стандарте JIS G 0555 (2003).
[0033]
Настоящее изобретение создано на основе вышеописанных наблюдений. Далее будет подробно описано каждое из требований настоящего изобретения.
[0034]
(A) Химический состав элемента из термообработанного стального листа и стального листа для термической обработки
Причины ограничения содержания каждого элемента являются следующими. Следует отметить, что «%» для содержания в следующем описании представляет собой «мас.%».
[0035]
C: от 0,05 мас.% до 0,50 мас.%
С (углерод) представляет собой элемент, который увеличивает прокаливаемость стали и улучшает прочность элемента из стального листа после закалки. Однако содержание С менее 0,05 мас.% затрудняет получение достаточной прочности элемента из стального листа после закалки. По этой причине содержание C устанавливается равным 0,05 мас.% или больше. С другой стороны, содержание С более 0,50 мас.% C приводит к чрезмерно высокой прочности элемента из стального листа после закалки, приводящей к значительному ухудшению ударной вязкости. По этой причине содержание C устанавливается равным 0,50 мас.% или меньше. Содержание С предпочтительно составляет 0,08 мас.% или больше, и предпочтительно 0,45 мас.% или меньше.
[0036]
Si: от 0,50 мас.% до 5,0 мас.%
Si (кремний) является элементом, который увеличивает прокаливаемость стали и улучшает прочность стального материала посредством упрочнения твердого раствора. В дополнение к этому, Si образует Fe2SiO4 на поверхности стального листа во время термической обработки и ингибирует образование окалины и восстановление FeO в окалине. Этот Fe2SiO4 служит барьерным слоем и прерывает подачу Fe в окалину, позволяя уменьшить толщину окалины. Кроме того, уменьшенная толщина окалины также имеет то преимущество, что окалина практически не отслаивается во время горячего формования, и в то же время легко отслаивается во время обработки для удаления окалины после формования.
[0037]
Для того, чтобы получить эти эффекты, необходимо установить содержание Si равным 0,50 мас.% или больше. Когда содержание Si составляет 0,50 мас.% или больше, остаточные карбиды имеют тенденцию к восстановлению. Как будет описано позже, когда много карбидов выделяется в стальном листе перед термической обработкой, карбиды не растворяются и остаются во время термической обработки, и достаточная прокаливаемость не обеспечивается, так что выделяется низкопрочный феррит, что может привести к недостаточной прочности. Следовательно, учитывая также и это, содержание Si устанавливается равным 0,50 мас.% или больше.
[0038]
Однако содержание Si в стали более 5,0% вызывает значительное увеличение температуры нагрева, необходимой для аустенитного превращения при термической обработке. Это может привести к увеличению затрат на термическую обработку или к недостаточной закалке вследствие недостаточного нагревания. Следовательно, содержание Si устанавливается равным 5,0 мас.% или меньше. Содержание Si предпочтительно составляет 0,75 мас.% или больше, и предпочтительно 4,0 мас.% или меньше.
[0039]
Mn: от 1,5 мас.% до 4,0 мас.%
Mn (марганец) является элементом, очень эффективным для увеличения прокаливаемости стального листа и для обеспечения стабильной прочности после закалки. Кроме того, Mn является элементом, который понижает точку Ac3 и способствует понижению температуры закалки. Однако содержание Mn менее 1,5 мас.% делает этот эффект недостаточным. В то же время содержание Mn более 4,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным и дополнительно приводит к ухудшению ударной вязкости закаленной области. Следовательно, содержание Mn устанавливается равным от 1,5 до 4,0 мас.%. Содержание Mn предпочтительно составляет 2,0 мас.% или больше. В дополнение к этому, содержание Mn предпочтительно составляет 3,8 мас.% или меньше, более предпочтительно 3,5 мас.% или меньше.
[0040]
P: 0,05 мас.% или меньше
P (фосфор) является элементом, который ухудшает ударную вязкость элемента из стального листа после закалки. В частности, содержание Р более 0,05 мас.% приводит к значительному ухудшению ударной вязкости. Следовательно, содержание Р устанавливается равным 0,05 мас.% или меньше. Содержание P предпочтительно составляет 0,005 мас.% или меньше.
[0041]
S: 0,05 мас.% или меньше
S (сера) является элементом, который ухудшает ударную вязкость элемента из стального листа после закалки. В частности, содержание серы более 0,05 мас.% приводит к значительному ухудшению ударной вязкости. Следовательно, содержание серы устанавливается равным 0,05 мас.% или меньше. Содержание серы предпочтительно составляет 0,003 мас.% или меньше.
[0042]
N: 0,01 мас.% или меньше
N (азот) является элементом, который ухудшает ударную вязкость элемента из стального листа после закалки. В частности, содержание азота более 0,01 мас.% приводит к образованию грубых нитридов в стали, что приводит к значительному ухудшению локальной деформируемости и ударной вязкости. Следовательно, содержание азота устанавливается равным 0,01 мас.% или меньше. Нижний предел содержания N не нуждается в особом ограничении. Однако обеспечение содержания N меньше чем 0,0002 мас.% является экономически нецелесообразным. Таким образом, содержание N предпочтительно устанавливается равным 0,0002 мас.% или больше, более предпочтительно 0,0008 мас.% или больше.
[0043]
Ti: от 0,01 мас.% до 0,10 мас.%
Ti (титан) является элементом, который способствует измельчению аустенитных зерен за счет ингибирования рекристаллизации и образования мелких карбидов, тормозящих рост зерен, во время выполнения термической обработки, при которой стальной лист нагревается до температуры точки Ac3 или выше. По этой причине присутствие Ti обеспечивает эффект значительного улучшения ударной вязкости элемента из стального листа. В дополнение к этому, Ti предпочтительно связывается с N в стали, подавляя потребление B (бора) на выделение BN и способствуя эффекту улучшения прокаливаемости за счет B, что будет описано позже. Содержание Ti менее 0,01 мас.% не позволяет получить вышеописанный эффект в достаточной степени. Следовательно, содержание Ti устанавливается равным 0,01 мас.% или больше. С другой стороны, содержание титана более 0,10 мас.% увеличивает количество выделяющегося TiC и вызывает потребление C, что приводит к уменьшению прочности элемента из стального листа после закалки. Следовательно, содержание титана устанавливается равным 0,10 мас.% или меньше. Содержание титана предпочтительно составляет 0,015 мас.% или больше, и предпочтительно 0,08 мас.% или меньше.
[0044]
B: от 0,0005 мас.% до 0,010 мас.%
B (бор) оказывает сильное действие увеличения прокаливаемости стали даже в следовых количествах, и таким образом является очень важным элементом в настоящем изобретении. В дополнение к этому, B сегрегируется на границах зерна и упрочняет их, увеличивая ударную вязкость. Кроме того, B ингибирует рост аустенитных зерен при нагревании стального листа. Содержание бора менее 0,0005 мас.% не позволяет получить вышеописанный эффект в достаточной степени. Следовательно, содержание бора устанавливается равным 0,0005 мас.% или больше. С другой стороны, содержание бора более 0,010 мас.% вызывает выделение большого количества грубых соединений, что приводит к ухудшению ударной вязкости элемента из стального листа. Следовательно, содержание бора устанавливается равным 0,010 мас.% или меньше. Содержание бора предпочтительно составляет 0,0010 мас.% или больше, и предпочтительно 0,008 мас.% или меньше.
[0045]
Элемент из термообработанного стального листа и стальной лист для термической обработки перед термической обработкой в соответствии с настоящим изобретением могут содержать, в дополнение к вышеупомянутым элементам, один или более элементов, выбираемых из Cr, Ni, Cu, Mo, V, Ca, Al, Nb и REM, в описанных ниже количествах.
[0046]
Cr: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Cr (хром) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, Cr может содержаться. В дополнение к этому, аналогично Si_ Cr образует FeCr2O4 на поверхности стального листа во время термической обработки и ингибирует образование окалины и восстановление FeO в окалине. Этот FeCr2O4 служит барьерным слоем и прерывает подачу Fe в окалину, позволяя уменьшить толщину окалины. Кроме того, уменьшенная толщина окалины также имеет то преимущество, что окалина практически не отслаивается во время горячего формования, и в то же время легко отслаивается во время обработки для удаления окалины после формования. Однако содержание Cr более 1,0 мас.% делает этот эффект насыщенным, приводя к ненужному увеличению затрат. Следовательно, в том случае, когда хром содержится, его содержание устанавливается равным 1,0 мас.%. Содержание Cr предпочтительно составляет 0,80 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, содержание Cr предпочтительно составляет 0,01 мас.% или больше, более предпочтительно 0,05 мас.% или больше.
[0047]
Ni: от 0 мас.% до 2,0 мас.%
Ni (никель) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, Ni может содержаться. Однако содержание Ni более 2,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным, что приводит к уменьшению экономической эффективности. Следовательно, в том случае, когда Ni содержится, его содержание устанавливается равным 2,0 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, предпочтительно, чтобы содержание Ni составляло 0,1 мас.% или больше.
[0048]
Cu: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Cu (медь) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, Cu может содержаться. Однако содержание меди более 1,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным, что приводит к уменьшению экономической эффективности. Следовательно, в том случае, когда Cu содержится, ее содержание устанавливается равным 1,0 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, предпочтительно, чтобы содержание меди составляло 0,1 мас.% или больше.
[0049]
Mo: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Mo (молибден) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, Mo может содержаться. Однако содержание Mo более 1,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным, что приводит к уменьшению экономической эффективности. Следовательно, в том случае, когда Mo содержится, его содержание устанавливается равным 1,0 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, предпочтительно, чтобы содержание Mo составляло 0,1 мас.% или больше.
[0050]
V: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
V (ванадий) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, V может содержаться. Однако содержание ванадия более 1,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным, что приводит к уменьшению экономической эффективности. Следовательно, в том случае, когда ванадий содержится, его содержание устанавливается равным 1,0 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, предпочтительно, чтобы содержание ванадия составляло 0,1 мас.% или больше.
[0051]
Ca: от 0 мас.% до 0,01 мас.%
Ca (кальций) является элементом, который оказывает эффект измельчения зерен включений в стали, улучшая ударную вязкость и пластичность после закалки. Таким образом, Ca может содержаться. Однако содержание Ca более 0,01 мас.% делает этот эффект насыщенным, приводя к ненужному увеличению затрат. Следовательно, если Ca содержится, содержание Ca устанавливается равным 0,01 мас.% или меньше. Содержание Ca предпочтительно составляет 0,004 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, содержание Ca предпочтительно устанавливается равным 0,001 мас.% или больше, более предпочтительно 0,002 мас.% или больше.
[0052]
Al: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Al (алюминий) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, Al может содержаться. Однако содержание Al более 1,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным, что приводит к уменьшению экономической эффективности. Следовательно, в том случае, когда Al содержится, его содержание устанавливается равным 1,0 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, предпочтительно, чтобы содержание Al составляло 0,01 мас.% или больше.
[0053]
Nb: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Nb (ниобий) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность элемента из стального листа после закалки. Таким образом, Nb может содержаться. Однако содержание Nb более 1,0 мас.% делает вышеупомянутый эффект насыщенным, что приводит к уменьшению экономической эффективности. Следовательно, в том случае, когда Nb содержится, его содержание устанавливается равным 1,0 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, предпочтительно, чтобы содержание Nb составляло 0,01 мас.% или больше.
[0054]
REM: от 0 мас.% до 0,1 мас.%
Как и Ca, REM (редкоземельные металлы) являются элементами, которые оказывают эффект измельчения зерен включений в стали, улучшая ударную вязкость и пластичность после закалки. Таким образом, REM может содержаться. Однако содержание REM более 0,1 мас.% делает этот эффект насыщенным, приводя к ненужному увеличению затрат. Поэтому, если REM содержится, содержание REM устанавливается равным 0,1 мас.% или меньше. Содержание REM предпочтительно составляет 0,04 мас.% или меньше. Для того, чтобы получить вышеупомянутый эффект, содержание REM предпочтительно устанавливается равным 0,001 мас.% или больше, более предпочтительно 0,002 мас.% или больше.
[0055]
Здесь, REM относится к Sc (скандию), Y (иттрию) и лантаноидам, всего 17 элементов, и описанное выше содержание REM означает полное содержание этих элементов. REM добавляется к расплавленной стали в форме, например, сплава Fe-Si-REM, который содержит, например, Ce (церий), La (лантан), Nd (неодим) и Pr (празеодим).
[0056]
Остаток химического состава элемента из термообработанного стального листа и стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением состоит из Fe и примесей.
[0057]
Термин «примеси» в настоящем документе означает компоненты, которые примешиваются к стальному листу при его промышленном производстве благодаря различным факторам, включая сырье, такое как руда и лом, а также производственный процесс, и могут содержаться в стальном листе в допустимых диапазонах концентраций, в которых они не оказывают никакого отрицательного воздействия на настоящее изобретение.
[0058]
(B) Микроструктура стали элемента из термообработанного стального листа
Элемент из термообработанного стального листа в соответствии с настоящим изобретением имеет микроструктуру стали, которая состоит в основном из мартенсита, и в которой объемная доля остаточного аустенита составляет от 0,2 до 1,0 об.%. Мартенсит, присутствующий в этом элементе из стального листа, является мартенситом автоматического отпуска. В дополнение к этому, микроструктура стали, состоящая в основном из мартенсита, означает микроструктуру стали, в которой объемная доля мартенсита составляет 95 об.% или выше. Элемент из стального листа может иметь смешанные микроструктуры стали, такие как феррит, перлит и бейнит, и эти микроструктуры стали допускаются при условии, что их суммарная объемная доля составляет 3,0 об.% или ниже.
[0059]
Остаточный аустенит: от 0,2 мас.% до 1,0 мас.%
Остаточный аустенит неизбежно содержится в микроструктуре стали элемента из термообработанного стального листа. В дополнение к этому, как было описано выше, остаточный аустенит способствует уменьшению предела текучести, и увеличение объемной доли остаточного аустенита приводит к снижению предела текучести. В частности объемная доля остаточного аустенита более 1,0 об.% приводит к выраженному уменьшению предела текучести, что затрудняет применение элемента из термообработанного стального листа для усилителя бампера, центральных стоек и т.п.
[0060]
С другой стороны, установление объемной доли остаточного аустенита равной 0 об.% является технически осуществимым. Однако при обеспечении высокого предела текучести чрезмерно низкая объемная доля остаточного аустенита приводит к значительному ухудшению ударной вязкости. В частности объемная доля остаточного аустенита менее 0,2 об.% приводит к значительному ухудшению ударной вязкости. Следовательно, объемная доля остаточного аустенита устанавливается равной 0,2-1,0 об.%.
[0061]
Обычной методикой измерения фазовой доли (объемной доли) микроструктуры стали, которая содержит вторую фазу, включая остаточный аустенит, является методика, использующая рентгеновскую дифракцию. Это методика, в которой интенсивности рентгеновских лучей, дифрагированных на первой фазе (мартенситная структура, объемноцентрированная кубическая решетка) и второй фазе (фаза остаточного аустенита, гранецентрированная кубическая решетка) измеряются детектором, и из соотношения площадей их дифракционных кривых измеряются объемные доли соответствующих фаз. Эта методика позволяет измерять объемный процент остаточного аустенита в элементе из стального листа с высокой точностью. В том случае, когда в стали содержатся остаточный аустенит, а также феррит и т.п., их можно легко отличить друг от друга под оптическим микроскопом, и таким образом возможно с высокой точностью измерить объемный процент мартенсита, являющегося главной микроструктурой стали в элементе из стального листа.
[0062]
(C) Остаточный карбид: 4,0 × 103 /мм2 или меньше
При выполнении термической обработки достаточная прокаливаемость может быть обеспечена за счет повторного растворения карбидов, которые обычно присутствуют в стали. Однако, когда часть карбидов не растворяется повторно и остается в стали, достаточная прокаливаемость не может быть гарантирована, и выделяется феррит, который обладает низкой прочностью. Следовательно, чем меньше остается карбидов, тем выше прокаливаемость, что позволяет обеспечить высокую прочность, что является предпочтительным.
[0063]
В дополнение к этому, большое количество остаточных карбидов, присутствующих в стальном листе перед термической обработкой, не только приводит к уменьшению прокаливаемости, но также заставляет остаточный карбид накапливаться на границах предшествующих-γ зерен, что может делать эти границы более хрупкими. В частности, если численная плотность остаточных карбидов, которые присутствуют в элементе из стального листа после термической обработки и имеют диаметры эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, превышает 4,0 × 103 /мм2, ударная вязкость элемента из стального листа после термической обработки может ухудшиться. По этой причине численная плотность остаточного карбида, присутствующего в элементе из термообработанного стального листа и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, предпочтительно устанавливается равной 4,0 × 103 /мм2 или меньше.
[0064]
Следует отметить, что численная плотность карбида, который присутствует в стальном листе перед термической обработкой и имеет диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, предпочтительно устанавливается равной 8,0 × 103 /мм2 или меньше. Вышеописанные карбиды относятся к гранулированным карбидам, и в частности те карбиды, которые имеют соотношения сторон 3 или меньше, рассматриваются как гранулированные.
[0065]
(D) Механические свойства элемента из термообработанного стального листа
Предполагается, что элемент из термообработанного стального листа в соответствии с настоящим изобретением имеет прочность при растяжении 1,4 ГПа или выше и имеет предел текучести 0,65 или выше. Как упоминалось ранее, устойчивость к столкновению может быть оценена на основе прочности при растяжении и предела текучести, соразмерного с прочностью при растяжении, и ударной вязкости. Предел текучести, соразмерный с прочностью при растяжении, выражается отношением предела текучести к пределу прочности. Если имеются элементы из термообработанного стального листа, имеющие аналогичные прочности при растяжении или аналогичные пределы текучести, тот из них, который имеет более высокое отношение предела текучести к пределу прочности, обладает более превосходной устойчивостью к столкновению, чем другие. Когда отношение предела текучести к пределу прочности элемента из термообработанного стального листа составляет менее 0,65, достаточная устойчивость к столкновению не может быть получена, когда элемент из термообработанного стального листа используется для усиления бампера или центральной стойки.
[0066]
В настоящем изобретении предполагается, что для измерения механических свойств используется образец половинного размера по стандарту ASTM E8. В частности, испытание на растяжение проводится в соответствии со спецификациями стандарта ASTM E8, где испытание на растяжение при комнатной температуре проводится на листовом образце, имеющем толщину 1,2 мм, длину параллельной части 32 мм и ширину параллельной части 6,25 мм, при скорости деформации 3 мм/мин, и измеряются предел текучести (условный предел текучести при остаточной деформации 0,2%) и максимальная прочность (прочность при растяжении).
[0067]
(E) Степень сегрегации Mn в элементе из термообработанного стального листа
Степень сегрегации Mn α: 1,6 или меньше
α=[Максимальная концентрация Mn (мас.%) в центральной части толщины листа]/[Средняя концентрация Mn (мас.%) на глубине 1/4 толщины листа от поверхности]... (i)
В центральной части поперечного сечения толщины стального листа Mn концентрируется вследствие образования осевой ликвации. По этой причине MnS концентрируется в центре в форме включений, и проявляется тенденция к образованию твердого мартенсита, что создает риск того, что образуется разница в твердости между центром и окружающей частью, что в свою очередь приведет к ухудшению ударной вязкости. В частности, когда значение степени сегрегации Mn α, которая выражается вышеупомянутой формулой (i), превышает 1,6, ударная вязкость может ухудшиться. Следовательно, для того, чтобы улучшить ударную вязкость, предпочтительно устанавливать значение элемента из термообработанного стального листа равным 1,6 или меньше. Для дополнительного улучшения ударной вязкости более предпочтительно устанавливать значение равным 1,2 или меньше.
[0068]
Значение α при термической обработке или горячем формовании изменяется незначительно. Таким образом, устанавливая значение α стального листа для термической обработки в пределах вышеописанного диапазона, значение α элемента из термообработанного стального листа также может быть установлено в диапазоне 1,6 или меньше, то есть ударная вязкость элемента из термообработанного стального листа может быть улучшена.
[0069]
Максимальная концентрация Mn в центральной части толщины листа определяется следующим способом. Центральная часть толщины стального листа подвергается линейному анализу с помощью электронно-зондового микроанализатора (EPMA), три самых высоких измеренных значения выбираются из результатов анализа, и вычисляется их среднее значение. Средняя концентрация Mn на глубине 1/4 толщины листа от поверхности определяется следующим способом. Аналогичным образом с помощью EPMA 10 точек на глубине 1/4 толщины стального листа подвергаются анализу, и вычисляется их среднее значение.
[0070]
Сегрегация Mn в стальном листе зависит главным образом от состава стального листа, в частности содержания примесей, а также от условий непрерывной разливки, и остается по существу неизменной до и после горячей прокатки и горячего формования. Следовательно, управляя ситуацией с сегрегацией стального листа для термической обработки, возможно управлять ситуацией с сегрегацией элемента из стального листа, подвергнутого позже термической обработке, тем же самым образом.
[0071]
(F) Чистота элемента из термообработанного стального листа
Индекс чистоты: 0,10% или меньше
Когда элемент из термообработанного стального листа включает в себя большое количество включений типа A, типа B и типа C, описанных в японском промышленном стандарте JIS G 0555(2003), эти включения вызывают ухудшение ударной вязкости. Когда количество этих включений увеличивается, легко происходит развитие трещины, что создает риск ухудшения ударной вязкости. В частности, в случае элемента из термообработанного стального листа, имеющего прочность при растяжении 1,4 ГПа или выше, предпочтительно сохранять количество этих включений низким. Когда значение индекса чистоты стали, определяемое в японском промышленном стандарте JIS G 0555(2003), превышает 0,10%, что означает много включений, трудно гарантировать практически достаточную ударную вязкость. По этой причине предпочтительно устанавливать значение индекса чистоты элемента из термообработанного стального листа равным 0,10% или меньше. Для того, чтобы дополнительно улучшить ударную вязкость, более предпочтительно устанавливать значение индекса чистоты равным 0,06% или меньше. Значение индекса чистоты стали представляет собой значение, получаемое путем вычисления процентов площадей, занятых вышеупомянутыми включениями типа A, типа B и типа C.
[0072]
Значение индекса чистоты при термической обработке или горячем формовании изменяется незначительно. Таким образом, при установке значения индекса чистоты стального листа для термической обработки внутри вышеописанного диапазона значение индекса чистоты элемента из термообработанного стального листа также может быть установлено равным 0,10% или ниже.
[0073]
В настоящем изобретении значение индекса чистоты стального листа для термической обработки или элемента из термообработанного стального листа может быть определено следующим способом. Из стального листа для термической обработки или элемента из термообработанного стального листа вырезаются образцы для испытания в пяти местах. Затем в положениях 1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t и 7/8t толщины листа каждого образца для испытания индекс чистоты исследуется с помощью способа подсчета точек. Из этих значений индекса чистоты для соответствующих толщин листа самое большое численное значение (самая низкая чистота) определяется как значение индекса чистоты данного образца для испытания.
[0074]
(G) Шероховатость поверхности стального листа для термической обработки
Максимальная высота шероховатости Rz: от 3,0 до 10, 0 мкм
На шероховатость поверхности стального листа для термической обработки, который является исходным материалом перед термической обработкой для элемента из термообработанного стального листа в соответствии с настоящим изобретением, никаких особых ограничений не накладывается. Однако для того, чтобы получить элемент из термообработанного стального листа, обладающий превосходной способностью окалины к адгезии при горячем формовании, предпочтительно использовать стальной лист, имеющий максимальную высоту шероховатости Rz от 3,0 до 10,0 мкм на его поверхности, где максимальная высота шероховатости Rz определяется в соответствии с японским промышленным стандартом JIS B 0601(2013). Получаемый за счет задания максимальной высоты шероховатости Rz поверхности стального листа равной 3,0 мкм или больше якорный эффект улучшает способность окалины к адгезии при горячей штамповке. В то же время, когда максимальная высота шероховатости Rz превышает 10,0 мкм, окалина в некоторых случаях остается на стадии обработки для удаления окалины, такой как дробеструйная очистка, что вызывает образование ямочных дефектов.
[0075]
Устанавливая максимальную высоту шероховатости Rz на поверхности стального листа в диапазоне 3,0-10,0 мкм, можно одновременно достичь способности к адгезии окалины при прессовании и свойства отслаивания окалины при дробеструйной обработке. Для того, чтобы получить подходящий якорный эффект, как описано выше, одного управления с использованием среднеарифметической шероховатости Ra недостаточно, и необходимо использовать максимальную высоту шероховатости Rz.
[0076]
В том случае, когда горячее формование выполняется на стальном листе, имеющем максимальную высоту шероховатости Rz 3,0 мкм или выше на поверхности стального листа, доля вюстита, который является оксидом железа, образующимся на поверхности, имеет тенденцию к увеличению. В частности, доля площади вюстита 30-70% обеспечивает превосходную способность окалины к адгезии.
[0077]
Вюстит обладает более хорошей пластической деформируемостью при высокой температуре, чем гематит и магнетит, и, как полагают, позволяет окалине подвергаться пластической деформации вместе со стальным листом во время горячего формования. Хотя причина, по которой доля вюстита увеличивается, точно неизвестна, считается, что площадь границы окалина-феррит увеличивается при наличии шероховатости, и при окислении усиливается направленная наружу диффузия ионов железа, за счет чего увеличивается количество вюстита, обладающего высоким содержанием железа.
[0078]
В дополнение к этому, как было упомянуто ранее, присутствие Si вызывает образование Fe2SiO4 на поверхности стального листа во время горячего формования, так что образование окалины ингибируется. Считается, что полная толщина окалины становится малой, и доля вюстита в окалине увеличивается, за счет чего способность окалины к адгезии при горячем формовании улучшается. В частности, толщина окалины, составляющая 5 мкм или меньше, обеспечивает превосходную способность окалины к адгезии.
[0079]
(Н) Способ производства стального листа для термической обработки
На условия для производства стального листа для термической обработки, который является стальным листом перед термической обработкой, который подлежит обработке в элемент из термообработанного стального листа в соответствии с настоящим изобретением, никаких особых ограничений не накладывается. Однако использование следующего способа производства обеспечивает производство стального листа для термической обработки, имеющего упомянутую выше микроструктуру стали. Следующий способ производства включает в себя, например, выполнение горячей прокатки, травления, холодной прокатки и отжига.
[0080]
Сталь, имеющая упомянутый выше химический состав, плавится в печи, и после этого с помощью литья изготавливается сляб. В этот момент для того, чтобы предотвратить концентрацию MnS, который служит стартовой точкой замедленного разрушения, желательно выполнять обработку для уменьшения осевой ликвации, которая уменьшает осевую ликвацию Mn. В качестве обработки для уменьшения осевой ликвации можно использовать способ выпуска расплавленной стали, в котором Mn концентрируется в незатвердевшем слое, до того, как сляб полностью затвердеет.
[0081]
В частности, путем выполнения обработки, включающей в себя электромагнитное перемешивание и прокатку с незатвердевшим слоем, возможно выпустить расплавленную сталь, в которой Mn концентрируется перед полным отверждением. Вышеописанная обработка электромагнитного перемешивания может выполняться путем придания текучести незатвердевшей расплавленной стали при напряженности 250-1000 Гс, и прокатка с незатвердевшим слоем может быть выполнена путем подвергания окончательно затвердевшей части прокатке с градиентом приблизительно 1 мм/м.
[0082]
Сляб, полученный вышеописанным способом, может быть подвергнут выдержке по мере необходимости. С помощью такой выдержки возможно обеспечить диффундирование сегрегированного Mn, уменьшающее степень сегрегации. Предпочтительная температура выдержки составляет 1200-1300°C, и предпочтительная продолжительность выдержки составляет 20-50 час.
[0083]
Для того, чтобы установить индекс чистоты стального листа на уровне 0,10% или ниже, когда расплавленная сталь подвергается непрерывной разливке, желательно использовать температуру нагрева расплавленной стали выше, чем температура ликвидуса стали, на 5°C или больше, а также скорость разливки 6 т/мин или меньше.
[0084]
Если скорость разливки превышает 6 т/мин во время непрерывной разливки, текучесть расплавленной стали в литейной форме становится более высокой, и включения более легко захватываются в затвердевающей оболочке, за счет чего количество включений в слябе увеличивается. В дополнение к этому, если температура нагрева расплавленной стали ниже, чем температура ликвидуса плюс 5°C, вязкость расплавленной стали увеличивается, что затрудняет всплывание включений в машине непрерывного литья, так что в итоге количество включений в слябе увеличивается, и чистота может ухудшиться.
[0085]
В то же время, при выполнении разливки при температуре нагрева расплавленной стали выше, чем температура ликвидуса расплавленной стали, на 5°C или больше, при скорости литья 6 т/мин или меньше, вероятность попадания включений в сляб уменьшается. В результате количество включений на стадии изготовления сляба может быть эффективно уменьшено, что позволяет легко достичь индекса чистоты стального листа на уровне 0,10% или ниже.
[0086]
При непрерывной разливке расплавленной стали желательно использовать температуру нагрева расплавленной стали выше температуры ликвидуса на 8°C или больше, а также скорость литья 5 т/мин или меньше. Температура нагрева расплавленной стали выше, чем температура ликвидуса плюс 8°C, и скорость литья 5 т/мин или меньше являются желательными, потому что при этом может быть легко достигнут индекс чистоты 0,06% или ниже.
[0087]
После этого вышеупомянутый сляб подвергается горячей прокатке. С точки зрения более равномерного образования карбидов предпочтительно, чтобы условиями горячей прокатки были температура начала горячей прокатки в диапазоне от 1000 до 1300°C и температура завершения горячей прокатки 950°C или выше.
[0088]
На стадии горячей прокатки выполняется черновая прокатка, и удаление окалины после нее выполняется по мере необходимости, после чего выполняется финишная прокатка. В этой точке, когда интервал времени между завершением черновой прокатки и началом финишной прокатки устанавливается равным 10 с или короче, рекристаллизация аустенита предотвращается. Как следствие, возможно затормозить рост карбидов, затормозить образование окалины при высокой температуре, затормозить окисление границ аустенитного зерна и удержать максимальную высоту шероховатости на поверхности стального листа внутри подходящего диапазона. Кроме того, ингибирование образования окалины и окисления границ зерна приводит к тому, что Si, присутствующий в наружном слое, становится склонным оставаться в растворенном состоянии, и таким образом считается, что становится вероятным образование фаялита во время нагревания при прессовании, посредством чего становится вероятным также образование вюстита.
[0089]
Что касается температуры сматывания в рулон после горячей прокатки, то чем она выше, тем более это благоприятно с точки зрения обрабатываемости. Однако чрезмерно высокая температура сматывания в рулон приводит к уменьшению выхода вследствие образования окалины. Следовательно, температура сматывания в рулон предпочтительно устанавливается равной 500-650°C. В дополнение к этому, более низкая температура сматывания в рулон заставляет карбиды тонко диспергироваться и уменьшает количество карбида.
[0090]
Формой карбида можно управлять путем регулировки условий горячей прокатки, а также условий последующего отжига. Другими словами, желательно использовать более высокую температуру нагрева при отжиге, чтобы растворить карбид на стадии отжига и заставить карбид трансформироваться при низкой температуре. Поскольку карбид является твердым, его форма не изменяется при холодной прокатке, и форма его существования после горячей прокатки также сохраняется и после холодной прокатки.
[0091]
Горячекатаный стальной лист, полученный после горячей прокатки, подвергается обработке для удаления окалины, травлению и т.п. Для того, чтобы удержать максимальную высоту шероховатости на поверхности стального листа внутри подходящего диапазона, желательно регулировать величину зачистки на стадии травления. Меньшая величина зачистки увеличивает максимальную высоту шероховатости. С другой стороны, большая величина зачистки уменьшает максимальную высоту шероховатости. В частности, величина зачистки травлением предпочтительно устанавливается равной 1,0-15,0 мкм, более предпочтительно 2,0-10,0 мкм.
[0092]
В качестве стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением может использоваться горячекатаный стальной лист или горячекатаный и отожженный стальной лист, или лист холоднокатаной стали или холоднокатаный и отожженный стальной лист. Стадия обработки может выбираться сообразно обстоятельствам в соответствии с требуемым уровнем точности толщины готового листа и т.п.
[0093]
Таким образом, горячекатаный стальной лист, подвергнутый обработке для удаления окалины, по мере необходимости подвергается отжигу для превращения его в горячекатаный и отожженный стальной лист. В дополнение к этому, вышеупомянутый горячекатаный стальной лист или горячекатаный и отожженный стальной лист по мере необходимости подвергается холодной прокатке для превращения его в лист холоднокатаной стали. Кроме того, лист холоднокатаной стали по мере необходимости подвергается отжигу для превращения его в холоднокатаный и отожженный стальной лист. Если стальной лист, подвергаемый холодной прокатке, является твердым, предпочтительно выполнять отжиг перед холодной прокаткой для того, чтобы увеличить обрабатываемость стального листа, подвергаемого холодной прокатке.
[0094]
Холодная прокатка может выполняться с использованием обычного способа. С точки зрения обеспечения хорошей плоской формы обжатие при холодной прокатке предпочтительно устанавливается равным 30% или выше. В то же время для того, чтобы избежать чрезмерных нагрузок, обжатие при холодной прокатке предпочтительно устанавливается равным 80% или ниже. При холодной прокатке максимальная высота шероховатости на поверхности стального листа изменяется в незначительной степени.
[0095]
В том случае, когда отожженный горячекатаный стальной лист или лист отожженной холоднокатаной стали производится в качестве стального листа для термической обработки, горячекатаный стальной лист или лист холоднокатаной стали подвергается отжигу. При отжиге горячекатаный стальной лист или лист холоднокатаной стали выдерживается в диапазоне температур, например, от 550 до 950°C.
[0096]
При установке температуры выдержки при отжиге на уровне 550°C или выше, в обоих случаях производства отожженного горячекатаного стального листа или листа отожженной холоднокатаной стали, различия в свойствах из-за разности условий горячей прокатки уменьшаются, и свойства после закалки могут быть дополнительно стабилизированы. В том случае, когда отжиг листа холоднокатаной стали выполняется при температуре 550°C или выше, лист холоднокатаной стали размягчается вследствие рекристаллизации, и таким образом обрабатываемость может быть улучшена. Другими словами, возможно получить лист отожженной и холоднокатаной стали, имеющий хорошую обрабатываемость. Следовательно, температура для выдержки при отжиге предпочтительно устанавливается равной 550°C или выше.
[0097]
С другой стороны, если температура для выдержки при отжиге превышает 950°C, микроструктура стали может подвергнуться огрублению зерна. Огрубление зерна микроструктуры стали может уменьшить ударную вязкость после закалки. В дополнение к этому, даже если температура выдержки при отжиге превышает 950°C, эффект от увеличения температуры не получается, что приводит лишь к повышению затрат и уменьшению производительности. Следовательно, температура для выдержки при отжиге предпочтительно устанавливается равной 950°C или ниже.
[0098]
После отжига охлаждение предпочтительно выполняется до 550°C со средней скоростью охлаждения 3-20°C/с. За счет установки вышеупомянутой средней скорости охлаждения равной 3°C/с или выше ингибируется образование грубого перлита и грубого цементита, и свойства после закалки могут быть улучшены. В дополнение к этому, за счет установки вышеупомянутой средней скорости охлаждения равной 20°C/c или ниже ингибируется образование неравномерностей прочности и т.п., что облегчает стабилизацию качества отожженного горячекатаного стального листа или листа отожженной холоднокатаной стали.
[0099]
(Н) Способ для производства элемента из термообработанного стального листа
Путем выполнения термической обработки вышеупомянутого стального листа для термической обработки возможно получить элемент из термообработанного стального листа, который имеет высокую прочность, а также высокое отношение продела текучести к пределу прочности и превосходную ударную вязкость. Что касается условий для этой термической обработки, хотя никаких особых границ не предусматривается, может быть выполнена термическая обработка, включающая в себя, например, следующие стадии нагревания и охлаждения в указанном порядке.
[0100]
Стадия нагревания
Стальной лист нагревается со средней скоростью повышения температуры 5°C/с или выше до диапазона температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C. Посредством этой стадии нагревания микроструктура стали стального листа превращается в единственную фазу аустенита. На стадии нагревания чрезмерно низкая скорость увеличения температуры или чрезмерно высокая температура нагрева вызывают огрубление γ-зерен, что увеличивает риск ухудшения прочности элемента из стального листа после охлаждения. В отличие от этого, путем выполнения стадии нагревания, удовлетворяющей вышеописанному условию, возможно предотвратить ухудшение прочности элемента из термообработанного стального листа.
[0101]
Стадия охлаждения
Стальной лист, который подвергся вышеупомянутой стадии нагревания, охлаждается от вышеупомянутого диапазона температур до точки Ms при верхней критической скорости охлаждения или выше, так что диффузионное превращение не происходит (то есть феррит не выделяется), и охлаждается от точки Ms до 100°C со средней скоростью охлаждения 60°C/с или выше. Путем выполнения стадии охлаждения, удовлетворяющей вышеупомянутому условию, возможно препятствовать образованию феррита в процессе охлаждения, и в диапазоне температур точки Ms или ниже углерод диффундирует и концентрируется в непреобразованном аустените благодаря автоматическому отпуску, что позволяет предотвратить рост остаточного аустенита. Тем самым возможно получить элемент из термообработанного стального листа, имеющий высокое отношение продела текучести к пределу прочности.
[0102]
Когда скорость охлаждения до точки Ms после нагревания является высокой, остаточный аустенит не попадает в надлежащий диапазон, и доля мартенсита увеличивается. Последствием этого является ухудшение ударной вязкости. По этой причине скорость охлаждения до точки Ms после нагревания предпочтительно устанавливается равной 800°C/с или ниже. Когда скорость охлаждения до точки Ms является низкой, деформация превращения не может быть полностью смягчена, и появляются мелкие трещины (называемые растрескиванием при закалке), что может привести к крайнему ухудшению ударной вязкости. Следовательно, скорость охлаждения предпочтительно устанавливается равной 500°C/с или ниже.
[0103]
В дополнение к этому, как было упомянуто выше, максимальная высота шероховатости Rz стального листа поддерживается в диапазоне от 3,0 до 10,0 мкм. Максимальная высота шероховатости Rz менее 3,0 мкм приводит к уменьшению способности окалины к адгезии в процессах нагревания, обработки и охлаждения, что вызывает частичное отслаивание окалины, приводя к большим вариациям скорости охлаждения. Максимальная высота шероховатости Rz более 10,0 мкм также приводит к большим вариациям скорости охлаждения благодаря неровному профилю поверхности. Как видно из вышеизложенного, при поддержании максимальной высоты шероховатости Rz в диапазоне от 3,0 до 10,0 мкм управление температурой улучшается, и вариации свойств продукта уменьшаются.
[0104]
Вышеописанная термическая обработка может быть выполнена любым способом, и может быть выполнена, с помощью закалки с высокочастотным нагревом. На стадии нагревания время выдержки стального листа в диапазоне температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C предпочтительно устанавливается равным 10 с или больше с точки зрения увеличения прокаливаемости стали за счет стимулирования аустенитного превращения для плавления карбида. В дополнение к этому, вышеописанное время выдержки предпочтительно устанавливается равным 600 с или меньше с точки зрения производительности.
[0105]
В качестве стального листа для термической обработки может использоваться отожженный горячекатаный стальной лист или лист отожженной холоднокатаной стали, который получается путем подвергания отжигу горячекатаного стального листа или листа холоднокатаной стали.
[0106]
При вышеописанной термической обработке после нагревания до диапазона температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C и перед охлаждением до точки Ms может быть выполнено горячее формование, такое как горячая штамповка, упомянутая ранее. В качестве горячего формования может использоваться гибка, ковка в обжимках, раздача, раздача отверстия, отбортовка и т.п. В дополнение к этому, если обеспечены средства для охлаждения стального листа одновременно с формованием или сразу после него, настоящее изобретение может быть применено к способу формования, отличающемуся от прессования, например, к роликовому профилированию на листогибочной машине.
[0107]
Далее настоящее изобретение будет описано более конкретно посредством примеров, но настоящее изобретение не ограничивается этими примерами.
ПРИМЕР
[0108]
Стали, имеющие химические составы, показанные в Таблице 1, плавились в тестовом конвертере, подвергались непрерывной разливке в тестовой машине для непрерывной разливки, и из них изготавливались слябы, имеющие ширину 1000 мм и толщину 250 мм. В это время температуры нагрева расплавленных сталей и скорость литья регулировались в соответствии с условиями, показанными в Таблице 2.
[0109]
[0110]
Скорость охлаждения слябов контролировалась путем изменения объема воды в зоне вторичного охлаждения распылением. Обработка для уменьшения осевой ликвации выполнялась таким образом, который подвергает часть затвердевающего конца мягкому обжатию с использованием валка с градиентом 1 мм/м для того, чтобы выпустить концентрированную расплавленную сталь из окончательно затвердевшей части. Некоторые из слябов были после этого подвергнуты выдержке при 1250°C в течение 24 час.
[0111]
Результирующие слябы были подвергнуты горячей прокатке машиной теста горячей прокатки и превращены в горячекатаные стальные листы, имеющие толщину 3,0 мм. На стадии горячей прокатки выполнялось удаление окалины после черновой прокатки, а затем финишная прокатка. После этого вышеупомянутые горячекатаные стальные листы травились в лабораторных условиях. Кроме того, горячекатаные стальные листы подвергались холодной прокатке в тестовой машине холодной прокатки для получения листов холоднокатаной стали, имеющих толщину 1,4 мм, и в результате были получены стальные листы для термической обработки (стали № 1-18).
[0112]
Полученные стальные листы для термической обработки были измерены на предмет определения максимальной высоты шероховатости, среднеарифметической шероховатости, численной плотности карбида, степени сегрегации Mn и индекса чистоты. В настоящем изобретении максимальная высота шероховатости Rz и среднеарифметическая шероховатость Ra измерялись в сегменте размером 2 мм в 10 точках в каждом из направления прокатки и направления, перпендикулярного к направлению прокатки, с использованием прибора для измерения шероховатости поверхности, и определялось их среднее значение.
[0113]
Для определения численной плотности карбида, имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, поверхность стального листа для термической обработки была протравлена раствором пикраля и наблюдалась с увеличением 2000х под сканирующим электронным микроскопом во множестве полей зрения. При этом подсчитывалось количество полей зрения, в которых присутствуют карбиды, имеющие диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, и вычислялось их количество на 1 мм2.
[0114]
Измерение степени сегрегации Mn выполнялось в соответствии со следующей процедурой. Центральная часть толщины стального листа для термической обработки была подвергнута линейному анализу в направлении, перпендикулярном к направлению толщины, с помощью электронно-зондового микроанализатора (EPMA), три самых высоких измеренных значения были выбраны из результатов анализа, и после этого было вычислено их среднее значение, посредством чего была определена максимальная концентрация Mn в центральной части толщины листа. В дополнение к этому, 10 точек на глубине 1/4 толщины листа от поверхности стального листа для термической обработки были подвергнуты анализу EPMA, и были вычислены средние значения результатов анализа, посредством чего была определена средняя концентрация Mn на глубине 1/4 толщины листа от поверхности. Затем путем деления вышеупомянутой максимальной концентрации Mn в центральной части толщины листа на среднюю концентрацию Mn на глубине 1/4 толщины листа от поверхности была определена степень сегрегации Mn α.
[0115]
Индекс чистоты был измерен в положениях на глубине 1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, и 7/8t толщины листа с помощью способа подсчета точек. Затем из значений индекса чистоты для соответствующих толщин листа самое большое численное значение (самый низкий индекс чистоты) было определено как значение индекса чистоты стального листа.
[0116]
Как было упомянуто выше, поскольку степень сегрегации Mn и значение индекса чистоты незначительно изменяются при горячем формовании, вышеупомянутая степень сегрегации Mn и значение индекса чистоты определялись как степень сегрегации Mn и значение индекса чистоты элемента из термообработанного стального листа.
[0117]
Таблица 2 также показывает результаты измерения присутствия/отсутствия обработки уменьшения осевой ликвации и выдержки на стадии производства стальных листов для термической обработки, время от завершения черновой прокатки до начала финишной прокатки на стадии горячей прокатки, температуру завершения горячей прокатки и температуру сматывания горячекатаного стального листа в рулон, величину зачистки травлением, а также максимальную высоту шероховатости Rz, среднеарифметическую шероховатость Ra и численную плотность карбидов стального листа для термической обработки. Таблица 4, которая будет описана позже, показывает результаты измерения степени сегрегации Mn α и индекса чистоты.
[0118]
[0119]
Затем два образца, имеющие толщину 1,4 мм, ширину 30 мм и длину 200 мм, были извлечены из каждого из вышеупомянутых стальных листов. Один из извлеченных образцов был подвергнут активационному нагреванию и охлаждению при условиях термической обработки, показанных в нижеприведенной Таблице 3, для моделирования горячего формования. Таблица 3 также показывает значения точки Ac3 и точки Ms каждого стального листа. После охлаждения выдержанная область каждого образца была отрезана и подвергнута испытанию на растяжение, ударному испытанию Шарпи, тесту рентгеновской дифракции и наблюдению под микроскопом.
[0120]
Испытание на растяжение проводилось в соответствии со спецификациями стандартов ASTM E8 с помощью машины для испытаний на растяжение производства компании Instron. Вышеупомянутые термообработанные образцы были отшлифованы до толщины 1,2 мм, и после этого образцы половинного размера в соответствии со стандартами ASTM E8 (длина параллельной части 32 мм, ширина параллельной части 6,25 мм) были извлечены так, чтобы направление тестирования было параллельным направлению их прокатки. Следует отметить, что с помощью устройств активационного нагревания и охлаждения, использованных в этом Примере, только ограниченная выдержанная область получается из образца, имеющего длину приблизительно 200 мм, и таким образом было решено использовать образец половинного размера в соответствии со стандартами ASTM E8. Каждый из этих образцов был соединен с тензометрическим датчиком (KFG-5 производства компании Kyowa Electronic Instruments Co., Ltd., длина датчика 5 мм) и подвергнут испытанию на растяжение при комнатной температуре со скоростью деформации 3 мм/мин.
[0121]
В ударном испытании Шарпи образец с V-образным надрезом был изготовлен путем укладывания друг на друга трех выдержанных областей, которые были отшлифованы до толщины 1,2 мм, и этот образец был подвергнут ударному испытанию Шарпи для определения ударной вязкости при температуре -80°C. В настоящем изобретении образцы, ударная вязкость которых составляла 35 Дж/см2 или выше, оценивались как имеющие превосходную ударную вязкость.
[0122]
В рентгеновском дифракционном тесте использовался образец с толщиной 1,1 мм, полученный путем подвергания поверхности вышеупомянутого термообработанного образца химической полировке с использованием фтористоводородной кислоты и водного раствора перекиси водорода до глубины 0,1 мм. В частности, образец после химической полировки измерялся с использованием кобальтовой трубки в диапазоне угла 2θ от 45° до 105°. Из полученного рентгеновского дифракционного спектра была определена объемная доля остаточного аустенита.
[0123]
Кроме того, поверхность вышеупомянутого термообработанного образца была подвергнута зеркальной обработке, затем была протравлена раствором пикраля и наблюдалась с увеличением 2000х под сканирующим электронным микроскопом во множестве полей зрения. При этом подсчитывалось количество полей зрения, в которых присутствуют остаточные карбиды, имеющие диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, и вычислялось их количество на 1 мм2. В дополнение к этому, поверхность вышеупомянутого термообработанного образца была подвергнута зеркальной обработке, и после этого подвергнута травлению ниталем. Затем его микроструктура стали наблюдалась под оптическим микроскопом, измерялась доля площади мартенсита, являющегося главной микроструктурой стали, и значение этой доли площади определялось как объемная доля мартенсита.
[0124]
В дополнение к этому, другие из извлеченных образцов были подвергнуты активационному нагреванию при условиях термической обработки, показанных в нижеприведенной Таблице 3, для моделирования горячего формования, после чего они были подвергнуты изгибу в выдержанной области, а затем охлаждению. После охлаждения та область каждого образца, на которой был выполнен изгиб, была вырезана и подвергнута испытанию для оценки свойств окалины. При выполнении изгиба выполнялся U-образный изгиб, в котором шаблон с радиусом 10 мм давил сверху на область вблизи середины образца в его продольном направлении, в то время как оба конца образца покоились на опорах. Интервал между опорами был установлен равным 30 мм.
[0125]
Испытание для оценки свойств окалины проводилось таким образом, чтобы разделить его на оценку способности окалины к адгезии и оценку свойства отслаивания окалины, где способность окалины к адгезии служит показателем того, не отслаивается ли окалина и не отваливается ли во время прессования, а свойство отслаивания окалины служит показателем того, легко ли окалина отслаивается и удаляется при дробеструйной обработке и т.п. Сначала наблюдалось, происходит ли отслаивание при изгибе после активационного нагревания, и оценка способности окалины к адгезии проводилась с использованием следующих критериев. В настоящем изобретении образцы, которые получали оценку «oo» или «o», считались имеющими превосходную способность окалины к адгезии.
oo: отпадение отслоившихся частей не наблюдалось
o: отпадение от 1 до 5 отслоившихся частей
×: отпадение от 6 до 20 отслоившихся частей
××: отпадение 21 или более отслоившихся частей
[0126]
Затем те образцы, которые отличались от получивших оценку «××» для способности окалины к адгезии, были дополнительно подвергнуты испытанию на отслаивание клейкой лентой, в котором клейкая лента приклеивалась, а затем отделялась от области, подвергнутой изгибу. Затем наблюдалось, легко ли отслаивается окалина при отделении ленты, и оценка свойства отслаивания окалины проводилась с использованием следующих критериев. В настоящем изобретении образцы, которые получали оценку «oo» или «o», считались имеющими превосходное свойство отслаивания окалины. Затем те образцы, которые имели как превосходную способность окалины к адгезии, так и превосходное свойство отслаивания окалины, считались имеющими превосходные свойства окалины во время горячего формования.
oo: Вся окалина отслоилась
o: Осталось от 1 до 5 отслоившихся частей
×: Осталось от 6 до 20 отслоившихся частей
××: Осталось 21 или более отслоившихся частей
[0127]
Таблица 3
| Тест № | Сталь № | Точка превращения | Стадия нагревания | Стадия охлаждения | |||||
| Ac3 (°C) | Ms (°C) | Скорость повышения температуры (°C/с) | Температура нагрева (°C) | Время выдержки (с) | Скорость охлаждения до точки Ms (°C/с) | Скорость охлаждения внутри диапазона от точки Ms и ниже (°C/с) | |||
| 1 | 1 | 917 | 392 | 12 | 950 | 240 | 80 | 223,0 | |
| 2 | 2 | 916 | 393 | 12 | 950 | 230 | 80 | 240,0 | |
| 3 | 3 | 915 | 388 | 12 | 950 | 220 | 79 | 450,0 | |
| 4 | 26 | 950 | 200 | 45 | 250,0 | ||||
| 5 | 2 | 950 | 200 | 50 | 58,0 | ||||
| 6 | 16 | 950 | 200 | 58 | 4,3 | ||||
| 7 | 19 | 950 | 200 | 72 | 2,0 | ||||
| 8 | 2 | 1150 | 200 | 80 | 300,0 | ||||
| 9 | 20 | 950 | 200 | 980 | 450,0 | ||||
| 10 | 4 | 828 | 394 | 10 | 900 | 150 | 80 | 400,0 | |
| 11 | 5 | 1006 | 369 | 30 | 1020 | 200 | 79 | 120,0 | |
| 12 | 6 | 927 | 339 | 4 | 950 | 150 | 90 | 120,0 | |
| 13 | 7 | 935 | 358 | 16 | 950 | 200 | 79 | 520,0 | |
| 14 | 14 | 950 | 160 | 59 | 320,0 | ||||
| 15 | 19 | 950 | 160 | 65 | 150,0 | ||||
| 16 | 38 | 925 | 160 | 50 | 68,0 | ||||
| 17 | 22 | 950 | 160 | 77 | 4,3 | ||||
| 18 | 3 | 1150 | 160 | 65 | 256,0 | ||||
| 19 | 8 | 924 | 394 | 26 | 950 | 150 | 66 | 800,0 | |
| 20 | 19 | 950 | 140 | 82 | 521,0 | ||||
| 21 | 16 | 950 | 140 | 43 | 69,0 | ||||
| 22 | 14 | 980 | 140 | 58 | 57,0 | ||||
| 23 | 17 | 950 | 140 | 66 | 10,0 | ||||
| 24 | 4 | 1200 | 140 | 55 | 263,0 | ||||
| 25 | 9 | 873 | 369 | 29 | 880 | 150 | 78 | 186,0 | |
| 26 | 10 | 880 | 361 | 15 | 900 | 150 | 80 | 192,0 | |
| 27 | 11 | * | 780 | 358 | 10 | 900 | 150 | 98 | 362,0 |
| 28 | 12 | * | 836 | 419 | 10 | 900 | 200 | 86 | 364,0 |
| 29 | 13 | 913 | 385 | 10 | 950 | 200 | 80 | 224,0 | |
| 30 | 14 | 913 | 385 | 10 | 950 | 200 | 80 | 229,0 | |
| 31 | 15 | 913 | 385 | 10 | 950 | 200 | 80 | 230,0 | |
| 32 | 16 | 913 | 385 | 10 | 950 | 200 | 80 | 226,0 | |
| 33 | 17 | 913 | 385 | 10 | 950 | 200 | 80 | 228,0 | |
| 34 | 18 | * | 850 | 420 | 35 | 920 | 5 | 70 | 80,0 |
* означает, что условия не удовлетворяют условиям, определяемым настоящим изобретением.
[0128]
Таблица 4 показывает результаты испытания на растяжение, ударного испытания Шарпи, рентгеновского дифракционного теста, наблюдения под микроскопом, а также теста оценки свойств окалины.
[0129]
Таблица 4
| Тест № | Сталь № | Объемная доля остаточного γ (об.%) | Объемная доля мартенсита (об.%) | Численная плотность остаточного карбида (/мм2) | Степень сегрегации Mn α | Индекс чистоты (%) | Результат теста | |||||||||||||
| Предел текучести (МПа) |
Предел прочности на разрыв (МПа) |
Отношение предела текучести к пределу прочности | Ударная вязкость (Дж/см2) | Свойство адгезии окалины | Свойство отслаивания окалины | |||||||||||||||
| 1 | 1 | 0,9 | 98 | 3,2×103 | 0,5 | 0,03 | 1211 | 1844 | 0,66 | 45 | oo | o | Пример в соответствии с настоящим изобретением | |||||||
| 2 | 2 | 1,0 | 98 | 3,2×103 | 1,8 | 0,12 | 1214 | 1849 | 0,66 | 37 | oo | o | ||||||||
| 3 | 3 | 0,8 | 99 | 3,1×103 | 0,4 | 0,02 | 1250 | 1864 | 0,67 | 45 | oo | o | ||||||||
| 4 | 1,0 | 98 | 3,4×103 | 0,4 | 0,02 | 1210 | 1843 | 0,66 | 46 | oo | o | |||||||||
| 5 | 1,3 | * | 96 | 3,3×103 | 0,4 | 0,02 | 1150 | 1795 | 0,64 | * | 50 | oo | o | Сравнительный пример | ||||||
| 6 | 6,8 | * | 92 | 3,1×103 | 0,4 | 0,02 | 1000 | 1701 | 0,59 | * | 49 | oo | o | |||||||
| 7 | 7,6 | * | 92 | 3,2×103 | 0,4 | 0,02 | 968 | 1674 | 0,58 | * | 51 | oo | o | |||||||
| 8 | 0,8 | 99 | 2,7×103 | 0,4 | 0,02 | 1020 | 1350 | * | 0,76 | 74 | oo | o | ||||||||
| 9 | 0,1 | 99 | 3,2×103 | 0,4 | 0,02 | 1235 | 1945 | 0,63 | * | 32 | oo | o | ||||||||
| 10 | 4 | 0,7 | 98 | 3,8×103 | 1,0 | 0,03 | 1350 | 2060 | 0,66 | 43 | o | oo | Пример в соответствии с настоящим изобретением | |||||||
| 11 | 5 | 0,9 | 99 | 2,9×103 | 1,1 | 0,01 | 1233 | 1818 | 0,68 | 49 | oo | o | ||||||||
| 12 | 6 | 0,8 | 97 | 3,6×103 | 0,8 | 0,02 | 1169 | 1768 | 0,66 | 46 | oo | o | ||||||||
| 13 | 7 | 0,6 | 98 | 3,2×103 | 0,5 | 0,02 | 1286 | 1929 | 0,67 | 44 | oo | o | ||||||||
| 14 | 0,8 | 97 | 3,2×103 | 0,5 | 0,02 | 1269 | 1912 | 0,66 | 44 | oo | o | |||||||||
| 15 | 0,9 | 99 | 3,3×103 | 0,5 | 0,02 | 1253 | 1885 | 0,66 | 54 | oo | o | |||||||||
| 16 | 0,9 | 98 | 3,5×103 | 0,5 | 0,02 | 1268 | 1865 | 0,68 | 46 | oo | o | |||||||||
| 17 | 6,8 | * | 93 | 3,4×103 | 0,5 | 0,02 | 1000 | 1761 | 0,57 | * | 49 | oo | o | Сравнительный пример | ||||||
| 18 | 0,8 | 97 | 2,5×103 | 0,5 | 0,02 | 980 | 1320 | * | 0,74 | 72 | oo | o | ||||||||
| 19 | 8 | 0,5 | 98 | 3,6×103 | 0,9 | 0,04 | 1362 | 2014 | 0,68 | 48 | oo | o | Пример в соответствии с настоящим изобретением | |||||||
| 20 | 0,8 | 99 | 3,5×103 | 0,9 | 0,04 | 1299 | 1999 | 0,65 | 44 | oo | o | |||||||||
| 21 | 0,9 | 97 | 3,5×103 | 0,9 | 0,04 | 1288 | 1928 | 0,67 | 44 | oo | o | |||||||||
| 22 | 1,2 | * | 98 | 3,4×103 | 0,9 | 0,04 | 1223 | 1924 | 0,64 | * | 48 | oo | o | |||||||
| 23 | 2,5 | * | 96 | 3,6×103 | 0,9 | 0,04 | 1034 | 1861 | 0,56 | * | 49 | oo | o | Сравнительный пример | ||||||
| 24 | 0,9 | 99 | 2,4×103 | 0,9 | 0,04 | 950 | 1290 | * | 0,74 | 69 | oo | o | ||||||||
| 25 | 9 | 0,8 | 97 | 3,7×103 | 1,9 | 0,16 | 1280 | 1953 | 0,66 | 38 | oo | o | Пример в соответствии с настоящим изобретением | |||||||
| 26 | 10 | 0,6 | 98 | 3,6×103 | 1,8 | 0,15 | 1320 | 1976 | 0,67 | 35 | oo | o | ||||||||
| 27 | 11 | * | 0,8 | 98 | 3,5×103 | 0,8 | 0,03 | 1269 | 1920 | 0,66 | 52 | ×× | - | Сравнительный пример | ||||||
| 28 | 12 | * | 0,6 | 97 | 2,7×103 | 1,0 | 0,03 | 1189 | 1765 | 0,67 | 43 | × | oo | |||||||
| 29 | 13 | 1,0 | 98 | 3,5×103 | 0,5 | 0,02 | 1212 | 1850 | 0,66 | ** | 44 | oo | ×× | Справочный пример | ||||||
| 30 | 14 | 0,9 | # | 98 | 3,4×103 | 0,5 | 0,03 | 1210 | 1848 | 0,65 | ** | 43 | ×× | - | ||||||
| 31 | 15 | 0,8 | 98 | 3,5×103 | 0,4 | 0,03 | 1212 | 1849 | 0,66 | ** | 44 | oo | ×× | |||||||
| 32 | 16 | 0,9 | 98 | 5,7×103 | * | 0,5 | 0,03 | 1212 | 1846 | 0,66 | 29 | ×× | - | Сравнительный пример | ||||||
| 33 | 17 | 0,9 | 98 | 5,6×103 | * | 0,5 | 0,03 | 1213 | 1849 | 0,66 | 28 | ×× | - | |||||||
| 34 | 18 | * | 0,7 | 95 | 5,5×103 | * | 0,6 | 0,04 | 1195 | 1780 | 0,69 | 31 | × | oo | ||||||
* означает, что условия не удовлетворяют условиям, определяемым настоящим изобретением.
** означает, что YR частично меньше, чем 0,65.
# означает, что существует некоторая часть, доля мартенсита в которой составляет 100 об.%, и ударная вязкость этой части составляет 33 Дж/см2
[0130]
Что касается Таблиц 1-4, Тесты №№ 1-5, 10-16, 19-22, 25 и 26, которые удовлетворяли как химическому составу, так и микроструктуре стали, определенным в настоящем изобретении, показали прочность при растяжении 1,4 ГПа или выше, предел текучести 0,65 или выше, а также прочность на удар 35 Дж/см2 или выше и превосходную ударную вязкость. Значение k для всех этих образцов было меньше чем 20, и понятно, что повышение пластичности было достигнуто с помощью эффекта TRIP. Из них Тесты №№ 1, 3, 4, 10-16 и 19-21, которые имели значения степени сегрегации Mn α 1,6 или ниже и имели индексы чистоты 0,10% или ниже, показали прочность на удар 40 Дж/см2 или выше и обладали особенно превосходной ударной вязкостью.
[0131]
В то же время Тесты №№ 5-7, 17, 22 и 23 имели объемные доли остаточного аустенита более 1,0 об.% вследствие чрезмерно низких скоростей охлаждения от точки Ms до 100°C. В результате отношение предела текучести к пределу прочности составило меньше чем 0,65, так что желаемая стойкость к удару не была получена.
[0132]
В дополнение к этому, Тесты №№ 8, 18 и 24 страдали выраженным обезуглероживанием вследствие неподходящих условий нагрева при нагревании до диапазона температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C и не могли гарантировать прочность при растяжении, равную 1,4 ГПа или выше.
[0133]
Тесты №№ 27 и 28, которые не удовлетворяли химическому составу, определяемому настоящим изобретением, имели в результате значения максимальной высоты шероховатости Rz меньше чем 3,0 мкм, и обладали недостаточной способностью окалины к адгезии. Для Тестов №№ 32 и 33 время от завершения черновой прокатки до начала финишной прокатки на стадии горячей прокатки превысило 10 с. В дополнение к этому, для Теста № 34 содержание Si было ниже, чем диапазон, определенный в настоящем изобретении, и температура сматывания в рулон была высокой. Благодаря этому значения максимальной высоты шероховатости Rz для Тестов №№ 32-34 были меньше чем 3,0 мкм. В дополнение к этому, численные плотности остаточного карбида в этих Тестах превышали 4,0 × 103 /мм2, и таким образом способность окалины к адгезии была недостаточной, а прочность на удар была меньше чем 35 Дж/см2, так что желаемая ударная вязкость не была получена.
[0134]
Тесты №№ 29-31 представляли собой справочные примеры, использующие стальные листы для термической обработки, которые удовлетворяли спецификациям в соответствии с настоящим изобретением, но имели неудовлетворительные свойства окалины. Для Тестов №№ 29 и 31 значения максимальной высоты шероховатости Rz превышали 10,0 мкм вследствие недостаточной величины зачистки на стадии травления после горячей прокатки, что привело к недостаточному свойству отслаивания окалины. Кроме того, для Теста № 30 значение максимальной высоты шероховатости Rz было меньше чем 3,0 мкм вследствие чрезмерной величины зачистки на стадии травления после горячей прокатки, что привело к недостаточной способности окалины к адгезии.
[0135]
Для Тестов №№ 29 и 31 неравномерность охлаждения была частично обусловлена неровной формой, потому что максимальная высота шероховатости была чрезмерно большой. В дополнение к этому, для Теста № 30 неравномерность охлаждения была частично обусловлена тем, что способность окалины к адгезии была недостаточной. По этой причине для этих образцов наблюдались вариации качества материала. Кроме того, для Теста № 30 существовала часть, доля мартенсита в которой составляла 100 об.%, и эта часть была вырезана и подвергнута измерению ударной вязкости, которая оказалась меньше чем 35 Дж/см2. Эти тенденции были более выраженными, когда фактически выполнялось горячее формование.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
[0136]
В соответствии с настоящим изобретением, путем выполнения термической обработки или горячего формования стального листа для термической обработки, обладающего превосходными свойствами окалины во время горячего формования, возможно получить элемент из термообработанного стального листа, который имеет достаточную прочность при растяжении, а также высокое отношение продела текучести к пределу прочности и превосходную ударную вязкость. Элемент из термообработанного стального листа в соответствии с настоящим изобретением подходящим образом используется, в частности, в качестве противоударной части автомобиля, такой как усилитель бампера и центральная стойка.
Claims (78)
1. Элемент из термообработанного стального листа, содержащего, мас. %:
C от 0,05 до 0,50
Si от 0,50 до 5,0
Mn от 1,5 до 4,0
P 0,05 или меньше
S 0,05 или меньше
N 0,01 или меньше
Ti от 0,01 до 0,10
B от 0,0005 до 0,010
Cr от 0 до 1,0
Ni от 0 до 2,0
Cu от 0 до 1,0
Mo от 0 до 1,0
V от 0 до 1,0
Ca от 0 до 0,01
Al от 0 до 1,0
Nb от 0 до 1,0
REM от 0 до 0,1
железо и примеси - остальное,
причем микроструктура стального листа содержит:
остаточный аустенит от 0,2 до 1,0 об. %, и мартенсит - остальное,
при этом численная плотность остаточного карбида, присутствующего в стали элемента из стального листа и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или более, составляет 4,0×103 /мм2 или менее,
прочность при растяжении составляет 1,4 ГПа или более, а
отношение предела текучести к пределу прочности составляет 0,65 или более.
2. Элемент по п. 1, отличающийся тем, что стальной лист содержит один или более элементов, выбираемых из, мас. %:
Cr от 0,01 до 1,0
Ni от 0,1 до 2,0
Cu от 0,1 до 1,0
Mo от 0,1 до 1,0
V от 0,1 до 1,0
Ca от 0,001 до 0,01
Al от 0,01 до 1,0
Nb от 0,01 до 1,0
REM от 0,001 до 0,1.
3. Элемент по п. 1 или 2, отличающийся тем, что степень α сегрегации Mn, определяемая выражением (i):
α = [Максимальная концентрация Mn (мас. %) в центральной части толщины листа] / [Средняя концентрация Mn (мас. %) на глубине 1/4 толщины листа от поверхности] (i),
составляет 1,6 или менее.
4. Элемент по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что значение индекса чистоты стали, определяемого в японском промышленном стандарте JIS G 0555(2003), составляет 0,10% или менее.
5. Способ производства элемента из термообработанного стального листа, включающий:
нагрев стального листа до диапазона температур от точки Ac3 до точки Ac3+200°C со средней скоростью повышения температуры 5°C/с или более,
проведение горячего формования при этой температуре с получением элемента из стального листа, затем
охлаждение от этого диапазона температур до температуры точки Ms с верхней критической скоростью охлаждения или более, и
последующее охлаждение от температуры точки Ms до 100°C со средней скоростью охлаждения 60°C/с или выше,
причем стальной лист содержит, мас. %:
C от 0,05 до 0,50
Si от 0,50 до 5,0
Mn от 1,5 до 4,0
P 0,05 или меньше
S 0,05 или меньше
N 0,01 или меньше
Ti от 0,01 до 0,10
B от 0,0005 до 0,010
Cr от 0 до 1,0
Ni от 0 до 2,0
Cu от 0 до 1,0
Mo от 0 до 1,0
V от 0 до 1,0
Ca от 0 до 0,01
Al от 0 до 1,0
Nb от 0 до 1,0
REM от 0 до 0,1
железо и примеси - остальное,
причем максимальная высота шероховатости Rz на поверхности листа составляет от 3,0 до 10,0 мкм, а
численная плотность остаточного карбида, имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или более, составляет 8,0×103/мм2 или менее.
6. Способ по п. 5, отличающийся тем, что стальной лист содержит по меньшей мере один элемент, выбранный из, мас. %:
Cr от 0,01 до 1,0
Ni от 0,1 до 2,0
Cu от 0,1 до 1,0
Mo от 0,1 до 1,0
V от 0,1 до 1,0
Ca от 0,001 до 0,01
Al от 0,01 до 1,0
Nb от 0,01 до 1,0
REM от 0,001 до 0,1.
7. Способ по п. 5 или 6, отличающийся тем, что численная плотность остаточного карбида, присутствующего в стальном листе, составляет 4,0×103/мм2 или менее.
8. Способ по любому из пп. 5-7, отличающийся тем, что степень α сегрегации Mn, определяемая выражением (i):
α = [Максимальная концентрация Mn (мас. %) в центральной части толщины листа] / [Средняя концентрация Mn (мас. %) на глубине 1/4 толщины листа от поверхности] (i), составляет 1,6 или менее.
9. Способ по любому из пп. 5-8, отличающийся тем, что значение индекса чистоты стали, определяемого по стандарту JIS G 0555(2003), составляет 0,10% или менее.
Applications Claiming Priority (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015079388 | 2015-04-08 | ||
| JP2015-079391 | 2015-04-08 | ||
| JP2015-079388 | 2015-04-08 | ||
| JP2015079391 | 2015-04-08 | ||
| JP2015-141648 | 2015-07-15 | ||
| JP2015-141645 | 2015-07-15 | ||
| JP2015141648 | 2015-07-15 | ||
| JP2015141645 | 2015-07-15 | ||
| PCT/JP2016/061426 WO2016163469A1 (ja) | 2015-04-08 | 2016-04-07 | 熱処理鋼板部材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2686715C1 true RU2686715C1 (ru) | 2019-04-30 |
Family
ID=57072655
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017138057A RU2686715C1 (ru) | 2015-04-08 | 2016-04-07 | Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US10563281B2 (ru) |
| EP (1) | EP3282031B1 (ru) |
| JP (1) | JP6380660B2 (ru) |
| KR (1) | KR102034127B1 (ru) |
| CN (1) | CN107532255B (ru) |
| BR (1) | BR112017020003A2 (ru) |
| CA (1) | CA2982087C (ru) |
| ES (1) | ES2788163T3 (ru) |
| MX (1) | MX2017012875A (ru) |
| RU (1) | RU2686715C1 (ru) |
| TW (1) | TWI609088B (ru) |
| WO (1) | WO2016163469A1 (ru) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114934228A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-08-23 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种热成形钢板及其生产方法 |
| RU2804512C1 (ru) * | 2020-07-24 | 2023-10-02 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления |
Families Citing this family (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BR112017019994A2 (pt) | 2015-04-08 | 2018-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | membro de folha de aço tratada termicamente e método para produzir o mesmo |
| JP6380658B2 (ja) * | 2015-04-08 | 2018-08-29 | 新日鐵住金株式会社 | 熱処理用鋼板 |
| BR112017020003A2 (pt) | 2015-04-08 | 2018-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | membro de folha de aço tratada termicamente e método de produção do mesmo |
| KR101999019B1 (ko) * | 2017-12-24 | 2019-07-10 | 주식회사 포스코 | 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| CN108486472A (zh) * | 2018-05-11 | 2018-09-04 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Ti、N非调质预硬型塑料模具钢及其制备方法 |
| CN108546879A (zh) * | 2018-05-11 | 2018-09-18 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Nb非调质预硬型塑料模具钢及其制备方法 |
| CN108504934A (zh) * | 2018-05-11 | 2018-09-07 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Nb、N非调质预硬型塑料模具钢及其制备方法 |
| CN108624815A (zh) * | 2018-05-11 | 2018-10-09 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含V、Nb、Ti非调质预硬型塑料模具钢及其制备方法 |
| CN108315671B (zh) * | 2018-05-14 | 2019-09-17 | 东北大学 | 屈服强度1000MPa级低屈强比超高强钢及其制备方法 |
| EP3831972B1 (en) * | 2018-07-31 | 2023-04-05 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same |
| JP7267695B2 (ja) * | 2018-08-24 | 2023-05-02 | 株式会社小松製作所 | 履帯部品およびその製造方法 |
| MX2021004073A (es) | 2018-10-10 | 2021-06-04 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma. |
| CN113227415B (zh) * | 2018-12-21 | 2023-05-05 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、构件和它们的制造方法 |
| WO2020129402A1 (ja) * | 2018-12-21 | 2020-06-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板、部材およびこれらの製造方法 |
| CN111801436B (zh) | 2019-02-05 | 2021-10-29 | 日本制铁株式会社 | 钢构件、钢板及它们的制造方法 |
| CN110205545B (zh) * | 2019-06-05 | 2021-01-08 | 中国科学院金属研究所 | 可抑制海洋生物污损的高强度纳米强化钢及其制备方法 |
| US11926881B2 (en) * | 2019-08-20 | 2024-03-12 | Jfe Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| CN110484816A (zh) * | 2019-08-31 | 2019-11-22 | 东莞理工学院 | 一种以硅代铝轻量化高强韧汽车用钢及其制备方法 |
| US20230002873A1 (en) * | 2019-12-20 | 2023-01-05 | Posco | Steel for hot forming, hot-formed member, and manufacturing methods therefor |
| CN115003840B (zh) * | 2020-01-24 | 2023-04-21 | 日本制铁株式会社 | 板件 |
| CN115003841B (zh) * | 2020-01-31 | 2023-11-21 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、部件及它们的制造方法 |
| CN112126847B (zh) * | 2020-07-31 | 2021-12-03 | 天津钢铁集团有限公司 | 大厚度q420fte高强度风塔结构用钢板及其生产方法 |
| CN112501521A (zh) * | 2020-11-30 | 2021-03-16 | 西安市康铖机械制造有限公司 | 一种超高强度航空结构钢的加工方法 |
| WO2022209306A1 (ja) * | 2021-04-02 | 2022-10-06 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| MX2023011470A (es) * | 2021-04-02 | 2023-10-19 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero y metodo de produccion de la misma. |
| WO2023199777A1 (ja) * | 2022-04-14 | 2023-10-19 | 日本製鉄株式会社 | ホットスタンプ成形体 |
| WO2024105428A1 (en) | 2022-11-14 | 2024-05-23 | Arcelormittal | High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same |
| WO2024105429A1 (en) | 2022-11-14 | 2024-05-23 | Arcelormittal | High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same |
| CN116590625B (zh) * | 2023-04-23 | 2024-01-09 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高性能细晶压力容器钢板及其制造方法 |
| CN116574978B (zh) * | 2023-04-23 | 2024-01-09 | 鞍钢股份有限公司 | 一种多阶段热处理细晶压力容器钢板及其制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012031466A (ja) * | 2010-07-30 | 2012-02-16 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| RU2450079C1 (ru) * | 2011-03-11 | 2012-05-10 | Закрытое акционерное общество "Научно-Производственная Компания Технология машиностроения и Объемно-поверхностная закалка" (ЗАО "НПК Техмаш и ОПЗ") | Конструкционная сталь для объемно-поверхностной закалки |
| RU2469102C2 (ru) * | 2007-02-23 | 2012-12-10 | Тата Стил Эймейден Б.В. | Способ термомеханического придания формы конечному продукту с очень высокой прочностью и полученный таким образом продукт |
| JP2013185246A (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 |
| JP2013185196A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Jfe Steel Corp | 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (37)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0765141B2 (ja) | 1985-09-18 | 1995-07-12 | 日立金属株式会社 | 熱間加工用工具鋼 |
| JP3389562B2 (ja) | 2000-07-28 | 2003-03-24 | アイシン高丘株式会社 | 車輌用衝突補強材の製造方法 |
| JP4437869B2 (ja) | 2000-12-08 | 2010-03-24 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性および焼入れ性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板 |
| FR2836930B1 (fr) | 2002-03-11 | 2005-02-25 | Usinor | Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite |
| 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 |
| TWI290586B (en) | 2003-09-24 | 2007-12-01 | Nippon Steel Corp | Hot rolled steel sheet and method of producing the same |
| JP3863874B2 (ja) | 2003-10-02 | 2006-12-27 | 新日本製鐵株式会社 | 金属板材の熱間プレス成形装置及び熱間プレス成形方法 |
| JP4441417B2 (ja) | 2005-02-14 | 2010-03-31 | 新日本製鐵株式会社 | 成形加工性と溶接性に優れる高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
| EP2166116A3 (en) | 2005-08-12 | 2010-11-03 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Method for production of steel material having excellent scale detachment and steel wire material having excellent scale detachment |
| JP4369415B2 (ja) | 2005-11-18 | 2009-11-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 酸洗い性に優れたばね用鋼線材 |
| JP4781836B2 (ja) | 2006-02-08 | 2011-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4983082B2 (ja) | 2006-04-26 | 2012-07-25 | 住友金属工業株式会社 | 高強度鋼材及びその製造方法 |
| JP4653038B2 (ja) | 2006-08-21 | 2011-03-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP4782056B2 (ja) * | 2007-03-27 | 2011-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 熱間プレス時のスケール密着性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5181517B2 (ja) | 2007-04-13 | 2013-04-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間プレス加工用鋼板 |
| JP5365216B2 (ja) | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板とその製造方法 |
| EP2371978B1 (en) | 2008-11-19 | 2018-05-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet and surface-treated steel sheet |
| JP5195413B2 (ja) | 2008-12-26 | 2013-05-08 | 新日鐵住金株式会社 | 曲げ加工性及び靭性の異方性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP5423072B2 (ja) * | 2009-03-16 | 2014-02-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5463715B2 (ja) | 2009-04-06 | 2014-04-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法 |
| JP5499664B2 (ja) | 2009-11-30 | 2014-05-21 | 新日鐵住金株式会社 | 疲労耐久性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板及びその製造方法、並びに、高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| WO2011105600A1 (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-01 | 住友金属工業株式会社 | 熱処理鋼材とその製造方法並びにその素材鋼材 |
| BR112012031722B8 (pt) * | 2010-06-14 | 2022-08-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Aço estampado a quente, método de produção de chapa de aço para um aço estampado a quente, e método de produção de aço estampado a quente |
| JP5029749B2 (ja) | 2010-09-17 | 2012-09-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4980471B1 (ja) | 2011-01-07 | 2012-07-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼線材及びその製造方法 |
| KR101536703B1 (ko) * | 2011-03-09 | 2015-07-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 핫 스탬핑용 강판 및 그의 제조 방법과 고강도 부품의 제조 방법 |
| MX336096B (es) | 2011-04-13 | 2016-01-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Lamina de cero laminada en caliente y metodo para producir la misma. |
| RU2463359C1 (ru) | 2011-05-18 | 2012-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Способ производства толстолистового низколегированного штрипса |
| ES2641584T3 (es) * | 2011-07-21 | 2017-11-10 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Método para producir un elemento de acero moldeado por presión en caliente |
| JP2013181183A (ja) | 2012-02-29 | 2013-09-12 | Jfe Steel Corp | 降伏強度の面内異方性の小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5869924B2 (ja) | 2012-03-09 | 2016-02-24 | 株式会社神戸製鋼所 | プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 |
| IN2015DN01523A (ru) * | 2012-08-28 | 2015-07-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
| 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 |
| EP3006586B1 (en) * | 2013-06-07 | 2019-07-31 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel material and method for producing same |
| CN107427889B (zh) | 2015-03-31 | 2019-10-25 | 日本制铁株式会社 | 热冲压用钢板及其制造方法、以及热冲压成型体 |
| BR112017019994A2 (pt) | 2015-04-08 | 2018-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | membro de folha de aço tratada termicamente e método para produzir o mesmo |
| BR112017020003A2 (pt) | 2015-04-08 | 2018-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | membro de folha de aço tratada termicamente e método de produção do mesmo |
-
2016
- 2016-04-07 BR BR112017020003-1A patent/BR112017020003A2/pt active Search and Examination
- 2016-04-07 CA CA2982087A patent/CA2982087C/en not_active Expired - Fee Related
- 2016-04-07 KR KR1020177031996A patent/KR102034127B1/ko active IP Right Grant
- 2016-04-07 WO PCT/JP2016/061426 patent/WO2016163469A1/ja active Application Filing
- 2016-04-07 EP EP16776635.1A patent/EP3282031B1/en active Active
- 2016-04-07 CN CN201680020907.1A patent/CN107532255B/zh active Active
- 2016-04-07 US US15/563,997 patent/US10563281B2/en active Active
- 2016-04-07 JP JP2017511058A patent/JP6380660B2/ja active Active
- 2016-04-07 ES ES16776635T patent/ES2788163T3/es active Active
- 2016-04-07 MX MX2017012875A patent/MX2017012875A/es unknown
- 2016-04-07 RU RU2017138057A patent/RU2686715C1/ru not_active IP Right Cessation
- 2016-04-08 TW TW105111106A patent/TWI609088B/zh not_active IP Right Cessation
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2469102C2 (ru) * | 2007-02-23 | 2012-12-10 | Тата Стил Эймейден Б.В. | Способ термомеханического придания формы конечному продукту с очень высокой прочностью и полученный таким образом продукт |
| JP2012031466A (ja) * | 2010-07-30 | 2012-02-16 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| RU2450079C1 (ru) * | 2011-03-11 | 2012-05-10 | Закрытое акционерное общество "Научно-Производственная Компания Технология машиностроения и Объемно-поверхностная закалка" (ЗАО "НПК Техмаш и ОПЗ") | Конструкционная сталь для объемно-поверхностной закалки |
| JP2013185196A (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-19 | Jfe Steel Corp | 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2013185246A (ja) * | 2012-03-09 | 2013-09-19 | Kobe Steel Ltd | プレス成形品の製造方法およびプレス成形品 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2804512C1 (ru) * | 2020-07-24 | 2023-10-02 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления |
| CN114934228A (zh) * | 2022-05-18 | 2022-08-23 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种热成形钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| TWI609088B (zh) | 2017-12-21 |
| CN107532255B (zh) | 2019-06-28 |
| US20180135145A1 (en) | 2018-05-17 |
| US10563281B2 (en) | 2020-02-18 |
| JP6380660B2 (ja) | 2018-08-29 |
| ES2788163T3 (es) | 2020-10-20 |
| EP3282031B1 (en) | 2020-02-19 |
| TW201708567A (zh) | 2017-03-01 |
| BR112017020003A2 (pt) | 2018-06-19 |
| CA2982087A1 (en) | 2016-10-13 |
| CN107532255A (zh) | 2018-01-02 |
| CA2982087C (en) | 2020-01-21 |
| EP3282031A4 (en) | 2018-09-12 |
| EP3282031A1 (en) | 2018-02-14 |
| JPWO2016163469A1 (ja) | 2017-12-21 |
| KR102034127B1 (ko) | 2019-10-18 |
| KR20170133495A (ko) | 2017-12-05 |
| WO2016163469A1 (ja) | 2016-10-13 |
| MX2017012875A (es) | 2018-02-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2686715C1 (ru) | Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства | |
| RU2686713C1 (ru) | Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства | |
| RU2690383C2 (ru) | Стальной лист для термической обработки | |
| WO2019208556A1 (ja) | 鋼部材およびその製造方法 | |
| KR101626227B1 (ko) | 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 및 그들을 사용한 피로 강도가 우수한 자동차 부품 | |
| JP2021155790A (ja) | ホットスタンプ部品およびその製造方法 | |
| JP6098537B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| WO2023199776A1 (ja) | ホットスタンプ成形体 | |
| WO2022196733A1 (ja) | 鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材 | |
| WO2023189175A1 (ja) | ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形体 | |
| WO2024190415A1 (ja) | 鋼板 | |
| WO2023190867A1 (ja) | 鋼部材及び鋼板 | |
| KR20240155270A (ko) | 핫 스탬프 성형체 | |
| KR20240155909A (ko) | 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체 | |
| KR20240154043A (ko) | 핫 스탬프 성형체 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PD4A | Correction of name of patent owner | ||
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20210408 |