RU2690383C2 - Стальной лист для термической обработки - Google Patents

Стальной лист для термической обработки Download PDF

Info

Publication number
RU2690383C2
RU2690383C2 RU2017138052A RU2017138052A RU2690383C2 RU 2690383 C2 RU2690383 C2 RU 2690383C2 RU 2017138052 A RU2017138052 A RU 2017138052A RU 2017138052 A RU2017138052 A RU 2017138052A RU 2690383 C2 RU2690383 C2 RU 2690383C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
steel
less
heat treatment
content
Prior art date
Application number
RU2017138052A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2017138052A (ru
RU2017138052A3 (ru
Inventor
Йосихиро СУВА
Синитиро ТАБАТА
Масафуми АДЗУМА
Казуо ХИКИДА
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Publication of RU2017138052A publication Critical patent/RU2017138052A/ru
Publication of RU2017138052A3 publication Critical patent/RU2017138052A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2690383C2 publication Critical patent/RU2690383C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B1/026—Rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/02—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling heavy work, e.g. ingots, slabs, blooms, or billets, in which the cross-sectional form is unimportant ; Rolling combined with forging or pressing
    • B21B2001/028—Slabs
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/221—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by cold-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения прочности и ударной вязкости 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, T 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, Fe и примеси остальное, при этом максимальная высота шероховатости Rz на поверхности стального листа составляет от 3,0 до 10,0 мкм, а численная плотность карбида, присутствующего в стальном листе и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, составляет 8,0 × 10/ммили ниже. 3 з.п. ф-лы, 4 табл.

Description

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001]
Настоящее изобретение относится к стальному листу для термической обработки.
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. Например, Патентный документ 1 раскрывает, что с помощью методики горячей штамповки сформованному стальному материалу возможно придать прочность при растяжении 1400 МПа или выше.
[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 для автомобилей оценивается в терминах сопротивления смятию и поглощаемой энергии всего тела или элемента стального листа в ходе испытания на ударную прочность при столкновении. В частности, сопротивление смятию сильно зависит от прочности материала, и таким образом имеется все возрастающая потребность в ультравысокопрочных стальных листах. Однако в большинстве случаев с увеличением прочности уменьшается вязкость разрушения, и таким образом разрушение происходит на ранней стадии повреждения и разрушения автомобильного элемента, или разрушение происходит в той области, где концентрируется деформация, за счет чего предел прочности при сжатии, соответствующий прочности материала, не проявляется, что приводит к уменьшению поглощаемой энергии. Следовательно, для того, чтобы улучшить безопасность при столкновении, важно улучшить прочность материала и ударную вязкость материала, которая является важной мерой вязкости разрушения автомобильного элемента.
[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 сделано для решения вышеописанной проблемы, является предложить стальной лист для термической обработки, который обладал бы превосходными свойствами окалины во время горячего формования и превосходной ударной вязкостью после термической обработки. В следующем описании стальной лист, который подвергся термической обработке (включая горячее формование) будет также упоминаться как «термообработанный стальной материал».
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0012]
Настоящее изобретение создано в попытке решить вышеупомянутые проблемы, и его сутью является следующий стальной лист для термической обработки.
[0013]
(1) Стальной лист для термической обработки, имеющий 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 шероховатость Rz поверхности стального листа составляет от 3,0 до 10,0 мкм, и
численная плотность карбида, присутствующего в стальном листе и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, составляет 8,0×103 /мм2 или меньше.
[0014]
(2) Стальной лист для термической обработки 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) Стальной лист для термической обработки 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) Стальной лист для термической обработки 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.
ПОЛЕЗНЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0017]
В соответствии с настоящим изобретением возможно получить стальной лист для термической обработки, обладающий превосходным свойством образования окалины во время горячего формования. Тогда путем выполнения термической обработки или горячего формования стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением возможно получить термообработанный стальной лист, имеющий прочность при растяжении 1,4 ГПа или выше и обладающий превосходной ударной вязкостью.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0018]
Авторы настоящего изобретения провели интенсивные исследования взаимосвязи между химическими компонентами и микроструктурой стали для того, чтобы получить как желаемые свойства окалины во время горячего формования, так и желаемую ударную вязкость после термической обработки, и в результате были получены следующие наблюдения.
[0019]
(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, передается так, чтобы не выделялся феррит, и быстро охлаждается путем штамповки до температуры начала мартенситного превращения (точка Ms), посредством чего для элемента получается микроструктура стали, состоящая главным образом из мартенситной структуры, имеющей высокую прочность.
[0020]
(b) За счет большего количества Si в стали, чем в обычных стальных листах для термической обработки, а также за счет дополнительного задания максимальной шероховатости Rz стального листа перед термической обработкой в диапазоне от 3,0 до 10,0 мкм, подходящие свойства окалины проявляются во время горячего формования.
[0021]
(c) Когда грубые карбиды в избыточном количестве присутствуют в стальном листе для термической обработки, большое количество карбидов удерживается в границах зерна после термической обработки, что может привести к ухудшению ударной вязкости. По этой причине численная плотность карбида, присутствующего в стальном листе для термической обработки, должна быть установлена равной заданному значению или меньше.
[0022]
(d) Путем определения степени сегрегации Mn, содержащегося в стальном листе для термической обработки, и уменьшения этой степени сегрегации ударная вязкость термообработанного стального материала дополнительно улучшается.
[0023]
(e) Включения в стальном листе для термической обработки 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).
[0024]
Настоящее изобретение сделано на основе вышеописанных наблюдений. Далее будет подробно описано каждое из требований настоящего изобретения.
[0025]
(A) Химический состав
Причины ограничения содержания каждого элемента являются следующими. Следует отметить, что «%» для содержания в следующем описании представляет собой «мас.%».
[0026]
C: от 0,05 мас.% до 0,50 мас.%
С (углерод) представляет собой элемент, который увеличивает прокаливаемость стали и улучшает прочность стального материала после закалки. Однако содержание С менее 0,05 мас.% затрудняет получение достаточной прочности стального материала 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 стального материала 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.
[0027]
Si: от 0,50 мас.% до 5,0 мас.%
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. 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, 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.
[0028]
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.
[0029]
Следует отметить, что, как будет описан позже, Si образуется в форме фаялита во время нагревания при прессовании в той части поверхности стального листа, где степень шероховатости является большой, или в других частях, и таким образом Si оказывает действие регулировки железной окалины таким образом, чтобы она имела состав вюстита. Внутри вышеописанного предпочтительного диапазона эффект этого действия увеличивается.
[0030]
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.
[0031]
P: 0,05 мас.% или меньше
P (фосфор) является элементом, который ухудшает ударную вязкость стального материала 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.
[0032]
S: 0,05 мас.% или меньше
S (сера) является элементом, который ухудшает ударную вязкость стального материала 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.
[0033]
N: 0,01 мас.% или меньше
N (азот) является элементом, который ухудшает ударную вязкость стального материала 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.
[0034]
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 стального материала. 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 стального материала 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.
[0035]
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 стального материала. 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.
[0036]
Стальной лист для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением может 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.
[0037]
Cr: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Cr (хром) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0038]
Ni: от 0 мас.% до 2,0 мас.%
Ni (никель) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0039]
Cu: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Cu (медь) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0040]
Mo: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Mo (молибден) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0041]
V: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
V (ванадий) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0042]
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.
[0043]
Al: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Al (алюминий) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0044]
Nb: от 0 мас.% до 1,0 мас.%
Nb (ниобий) представляет собой элемент, который может увеличивать прокаливаемость стали и может гарантировать стабильную прочность стального материала 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.
[0045]
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.
[0046]
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).
[0047]
Остаток химического состава стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением состоит из Fe и примесей.
[0048]
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.
[0049]
(B) Шероховатость поверхности
Максимальная шероховатость Rz: от 3,0 мкм до 10,0 мкм
Стальной лист для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением имеет максимальную шероховатость поверхности Rz от 3,0 до 10,0 мкм, причем максимальная высота шероховатости Rz определяется в японском промышленном стандарте 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 частично остается на стадии обработки для удаления окалины, такой как дробеструйная очистка после прессования, что вызывает образование ямочных дефектов.
[0050]
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.
[0051]
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.
[0052]
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.
[0053]
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.
[0054]
(C) Карбид: 8,0 × 103 /мм2 или меньше
Когда много грубых карбидов присутствует в стальном листе перед термической обработкой, грубые карбиды не растворяются и остаются во время термической обработки, и достаточная прокаливаемость не гарантируется, так что выделяется низкопрочный феррит. Следовательно, по мере того, как количество карбидов в стальном листе перед термической обработкой уменьшается, прокаливаемость улучшается, позволяя гарантировать высокую прочность.
[0055]
В дополнение к этому, карбиды накапливаются на границах пред-γ зерен, что вызывает охрупчение границ этих зерен. В частности, когда численная плотность карбидов, имеющих диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, превышает 8,0 × 103 /мм2, большое количество карбидов остается в границах зерна даже после термической обработки, что может привести к ухудшению ударной вязкости после термической обработки. По этой причине численная плотность карбида, который присутствует в стальном листе для термической обработки и имеет диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, устанавливается равной 8,0 × 103 /мм2 или меньше. Следует отметить, что вышеописанные карбиды относятся к гранулированным карбидам, и в частности те карбиды, которые имеют соотношения сторон 3 или меньше, рассматриваются как гранулированные.
[0056]
(D) Степень сегрегации Mn
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)
Стальной лист для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно имеет степень сегрегации Mn α, равную 1,6 или меньше. 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 α элемента из термообработанного стального листа равным 1,6 или меньше. Для дополнительного улучшения ударной вязкости более предпочтительно устанавливать значение α равным 1,2 или меньше.
[0057]
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 термообработанного стального материала также может быть установлено в диапазоне 1,6 или меньше, то есть ударная вязкость термообработанного стального материала может быть улучшена.
[0058]
Максимальная концентрация Mn в центральной части толщины листа определяется следующим способом. Центральная часть толщины стального листа подвергается линейному анализу в направлении, перпендикулярном к направлению толщины, 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.
[0059]
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, если ситуация с сегрегацией стального листа для термической обработки удовлетворяет спецификациям настоящего изобретения, ситуация с сегрегацией стального материала, подвергнутого последующей термической обработке, также будет удовлетворять спецификациям настоящего изобретения.
[0060]
(E) Чистота
Индекс чистоты: 0,10% или меньше
Когда термообработанный стальной материал 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 термообработанного стального материала, 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 стального листа для термической обработки 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.
[0061]
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 термообработанного стального материала также может быть установлено равным 0,10% или ниже.
[0062]
В настоящем изобретении значение индекса чистоты стального листа для термической обработки или термообработанного стального материала определяется следующим способом. Из стального листа для термической обработки или термообработанного стального материала 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.
[0063]
(F) Способ производства стального листа для термической обработки
На условия для производства стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением никаких особых ограничений не накладывается. Однако использование следующего способа производства обеспечивает производство стального листа для термической обработки. Следующий способ производства включает в себя, например, выполнение горячей прокатки, травления, холодной прокатки и отжига.
[0064]
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.
[0065]
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.
[0066]
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.
[0067]
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.
[0068]
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.
[0069]
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.
[0070]
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.
[0071]
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.
[0072]
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.
[0073]
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.
[0074]
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.
[0075]
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.
[0076]
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.
[0077]
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.
[0078]
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.
[0079]
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.
[0080]
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.
[0081]
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.
[0082]
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.
[0083]
(G) Способ производства термообработанного стального материала
Путем выполнения термической обработки стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением возможно получить термообработанный стальной материал, который имеет высокую прочность 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.
[0084]
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 стального материала после охлаждения. В отличие от этого, путем выполнения стадии нагревания, удовлетворяющей вышеописанному условию, возможно предотвратить ухудшение прочности термообработанного стального материала.
[0085]
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 5°C/с или ниже. Что касается скорости охлаждения от температуры меньше чем 100°C до комнатной температуры, предпочтительной является естественная скорость охлаждения воздухом. 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, который образует остаточный аустенит, устойчивый к пластической деформации. Тем самым возможно получить термообработанный стальной материал, обладающий превосходными ударной вязкостью и пластичностью.
[0086]
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.
[0087]
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.
[0088]
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.
[0089]
Далее настоящее изобретение будет описано более конкретно посредством примеров, но настоящее изобретение не ограничивается этими примерами.
ПРИМЕР
[0090]
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.
[0091]
Таблица 1
Сталь № Химический состав (в мас.%, остаток: железо и примеси)
C Si Mn P S N Ti B Cr Ni Cu Mo V Ca Al Nb REM
1 0,21 1,80 2,10 0,013 0,0016 0,0030 0,018 0,0021 - - - - - - - - -
2 0,22 2,10 1,90 0,011 0,0015 0,0030 0,020 0,0020 - - - - - - - - -
3 0,20 2,00 2,00 0,012 0,0018 0,0032 0,015 0,0022 - - - - - 0,002 - - -
4 0,28 0,60 1,60 0,011 0,0016 0,0026 0,016 0,0024 0,11 - - 0,2 - - 0,03 - 0,003
5 0,17 3,50 2,50 0,009 0,0012 0,0031 0,016 0,0031 0,12 - - - 0,2 - - 0,1 -
6 0,15 2,50 3,50 0,016 0,0021 0,0035 0,020 0,0025 0,08 0,3 0,1 - - - - - -
7 0,20 2,50 2,50 0,012 0,0014 0,0031 0,021 0,0026 0,31 0,1 - - - - - 0,05 -
8 0,25 2,00 1,60 0,008 0,0011 0,0032 0,025 0,0028 0,15 - 0,1 - - - - - -
9 0,23 1,50 2,20 0,011 0,0009 0,0032 0,025 0,0029 0,14 - - 0,1 - - - - 0,001
10 0,21 1,80 2,50 0,010 0,0009 0,0032 0,021 0,0028 0,12 0,1 0,1 - - - - - -
11 0,20 0,20 * 2,40 0,009 0,0014 0,0033 0,020 0,0029 0,15 - - - 0,01 - 0,01 0,01 -
12 0,27 0,20 * 2,30 0,009 0,0016 0,0036 0,022 0,0031 0,21 - - - - 0,001 0,06 - -
13 0,26 0,30 * 0,60 * 0,016 0,0018 0,0031 0,023 0,0021 0,31 0,2 - 0,2 - - 0,07 - -
14 0,21 2,00 2,00 0,011 0,0018 0,0033 0,020 0,0025 0,01 - - - - 0,001 - - -
15 0,21 2,00 2,00 0,011 0,0018 0,0033 0,020 0,0025 0,01 - - - - 0,001 - - -
16 0,21 2,00 2,00 0,011 0,0018 0,0033 0,020 0,0025 0,01 - - - - 0,001 - - -
17 0,21 2,00 2,00 0,011 0,0018 0,0033 0,020 0,0025 0,01 - - - - 0,001 - - -
18 0,21 2,00 2,00 0,011 0,0018 0,0033 0,020 0,0025 0,01 - - - - 0,001 - - -
19 0,25 0,48 * 3,50 0,015 0,0016 0,0030 0,020 0,0029 0,15 - - - 0,1 - - - -
* означает, что условия не удовлетворяют условиям, определяемым настоящим изобретением.
[0092]
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.
[0093]
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 № 1-19).
[0094]
Таблица 2 также показывает присутствие/отсутствие обработки для 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, а также величину зачистки травлением.
[0095]
Таблица 2
Сталь № Температура ликвидуса (°C) Температура нагрева расплавленной стали (°C) Скорость литья
расплавленной стали (т/мин)		 Обработка уменьшения осевой ликвации Выдержка Время от завершения черновой прокатки до начала финишной прокатки (с) Температура завершения горячей прокатки
(°C)		 Температура сматывания в рулон (°C) Глубина зачистки (мкм)
1 1505 1540 3,2 Присутствует Отсутствует 8 970 550 7,2
2 1506 1508 3,2 Отсутствует Отсутствует 7 960 550 7,3
3 1503 1542 3,1 Присутствует Отсутствует 8 980 550 7,1
4 1505 1530 3,2 Присутствует Отсутствует 7 980 540 11,2
5 1504 1521 2,6 Присутствует Отсутствует 8 970 550 3,1
6 1506 1533 3,4 Присутствует Отсутствует 8 990 530 6,1
7 1508 1537 2,6 Отсутствует 1250°C×24 час 6 980 560 6,1
8 1506 1547 2,9 Отсутствует 1250°C×24 час 7 990 550 7,2
9 1506 1508 3,5 Отсутствует Отсутствует 7 980 550 9,1
10 1506 1540 7,4 Отсутствует Отсутствует 7 980 540 7,9
11 1505 1533 3,3 Присутствует Отсутствует 7 970 560 12,5
12 1500 1532 3,6 Присутствует Отсутствует 8 990 550 12,5
13 1514 1568 4,2 Присутствует Отсутствует 6 980 560 12,1
14 1502 1530 3,1 Присутствует Отсутствует 7 980 550 0,2
15 1502 1535 3,1 Присутствует Отсутствует 7 980 540 18,9
16 1502 1532 3,2 Присутствует Отсутствует 7 990 550 0,9
17 1502 1540 3,1 Присутствует Отсутствует 18 960 560 7,1
18 1502 1536 3,1 Присутствует Отсутствует 15 840 550 7,1
19 1507 1538 4,0 Присутствует Отсутствует 8 990 700 11,5
* означает, что условия не удовлетворяют условиям, определяемым настоящим изобретением.
[0096]
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.
[0097]
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.
[0098]
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.
[0099]
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.
[0100]
Таблица 3 показывает результаты измерения максимальной высоты шероховатости Rz, среднеарифметической шероховатости Ra, численной плотности карбида, степени сегрегации Mn α и индекса чистоты стального листа для термической обработки.
[0101]
Таблица 3
Сталь № Максимальная шероховатость Rz (мкм) Среднеарифметическая шероховатость Ra (мкм) Численная плотность карбида (/мм2) Степень сегрегации Mn α Индекс чистоты (%)
1 6,0 1,2 7,3×103 0,5 0,03
2 6,2 1,2 7,4×103 1,8 0,12
3 6,2 1,0 7,5×103 0,4 0,02
4 3,9 0,4 7,3×103 1,0 0,03
5 8,2 2,1 7,4×103 1,1 0,01
6 7,6 1,4 7,2×103 0,8 0,02
7 7,2 1,5 7,5×103 0,5 0,02
8 6,2 1,1 7,4×103 0,9 0,04
9 5,0 1,0 7,1×103 1,9 0,16
10 5,6 1,1 7,2×103 1,8 0,15
11 2,1 * 0,3 7,2×103 0,8 0,05
12 2,0 * 0,2 7,5×103 0,8 0,03
13 2,4 * 0,2 7,5×103 1,0 0,03
14 13,1 * 1,1 7,5×103 0,5 0,02
15 2,4 * 0,3 7,4×103 0,5 0,03
16 11,1 * 1,5 7,5×103 0,4 0,03
17 2,6 * 0,2 9,7×103 * 0,5 0,03
18 2,4 * 1,0 9,6×103 * 0,5 0,03
19 2,2 * 0,3 9,8×103 * 0,6 0,03
* означает, что условия не удовлетворяют условиям, определяемым настоящим изобретением.
[0102]
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. После этого выдержанная область каждого образца была отрезана и подвергнута испытанию на растяжение и ударному испытанию Шарпи.
[0103]
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. 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. 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.
[0104]
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 40 Дж/см2 или выше, оценивались как имеющие превосходную ударную вязкость.
[0105]
В дополнение к этому, другие из извлеченных образцов были подвергнуты активационному нагреванию при условиях термической обработки, показанных в нижеприведенной Таблице 4, 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.
[0106]
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
[0107]
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
[0108]
Таблица 4 показывает результаты испытания на растяжение, ударного испытания Шарпи и испытания для оценки свойств окалины. Таблица 4 также показывает значения точки Ac3 и точки Ms каждого стального листа.
[0109]
Таблица 4
Тест № Сталь № Точка превращения Стадия нагревания Стадия охлаждения Результат теста
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) Прочность при растяжении (МПа) Ударная вязкость (Дж/см2) Свойство адгезии окалины Свойство отслаивания окалины
1 1 917 392 12 950 240 80 2,0 1560 59 oo o Пример в соответствии с настоящим изобретением
2 2 916 393 12 950 230 80 2,0 1658 44 oo o
3 3 915 388 12 950 220 79 1,0 1650 58 oo o
4 4 828 394 10 900 150 80 2,5 1882 52 o oo
5 5 1006 369 30 1020 200 79 3,1 1690 59 oo o
6 5 1006 369 120 1020 100 80 3,0 1752 57 oo o
7 6 927 339 10 950 240 90 3,8 1647 60 oo o
8 7 935 358 16 950 200 79 1,2 1716 56 oo o
9 8 924 394 26 950 150 66 1,5 1794 58 oo o
10 9 873 369 25 890 140 80 2,4 1820 43 oo o
11 10 880 361 35 910 150 82 3,7 1830 40 oo o
12 11 * 881 362 30 900 100 80 4,0 1823 53 ×× - Сравнительный пример
13 12 * 780 358 10 900 150 98 4,1 1822 52 ×× -
14 13 * 836 419 10 900 200 86 4,5 1759 53 × oo
15 14 * 913 385 10 950 200 80 1,2 1689 58 oo ×
16 15 * 913 385 10 950 200 80 1,2 1690 58 ×× -
17 16 * 913 385 10 950 200 80 1,2 1699 57 oo ××
18 17 * 913 385 10 950 200 80 1,2 1688 35 ×× -
19 18 * 913 385 10 950 200 80 1,2 1691 34 ×× -
20 19 * 850 420 20 900 120 88 4,0 1799 30 × oo
* означает, что условия не удовлетворяют условиям, определяемым настоящим изобретением.
[0110]
В Таблицах 1-4 Тесты №№ 1-11, использующие Стали №№ 1-10, которые удовлетворяли как химическому составу, так и микроструктуре стали, определенным в настоящем изобретении, показали превосходные свойства окалины, имели прочность на удар 40 Дж/см2 или выше и обладали превосходной ударной вязкостью. Из них Тесты №№ 1 и 3-9, которые имели значения степени сегрегации Mn α 1,6 или ниже и имели индексы чистоты 0,10% или ниже, показали прочность на удар 50 Дж/см2 или выше и обладали особенно превосходной ударной вязкостью.
[0111]
В то же время для Тестов №№ 12-14, использующих Стали №№ 11-13, которые не удовлетворяли химическому составу, определенному в настоящем изобретении, значения максимальной высоты шероховатости Rz были меньше чем 3,0 мкм, что привело к недостаточной способности окалины к адгезии. В дополнение к этому, для Тестов №№ 15 и 17, использующих Стали №№ 14 и 16, 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 № 16, использующего Сталь № 15, 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.
[0112]
Для Тестов № 18 и 19, использующих Стали №№ 17 и 18, время от завершения черновой прокатки до начала финишной прокатки на стадии горячей прокатки превышало 10 с. В дополнение к этому, для Теста № 20, использующего Сталь № 19, 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 №№ 18-20 были меньше чем 3,0 мкм. В дополнение к этому, численные плотности карбида в этих Тестах превышали 8,0 × 103 /мм2, и таким образом способность окалины к адгезии была недостаточной, а прочность на удар была меньше чем 40 Дж/см2, так что желаемая ударная вязкость не была получена.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
[0113]
В соответствии с настоящим изобретением возможно получить стальной лист для термической обработки, обладающий превосходными свойствами окалины во время горячего формования. Тогда путем выполнения термической обработки или горячего формования стального листа для термической обработки в соответствии с настоящим изобретением возможно получить термообработанный стальной лист, имеющий прочность при растяжении 1,4 ГПа или выше и обладающий превосходной ударной вязкостью.

Claims (34)

1. Стальной лист для термической обработки, имеющий 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
железо и примеси - остальное, причем
максимальная шероховатость Rz поверхности стального листа составляет от 3,0 до 10,0 мкм, и
численная плотность карбидов, присутствующих в стальном листе, каждый из которых имеет диаметр эквивалентного по площади круга 0,1 мкм или больше, составляет 8,0×103 /мм2 или меньше.
2. Стальной лист по п. 1, в котором химический состав содержит по меньшей мере один элемент, в мас.%, из:
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. Стальной лист по п. 1 или 2, в котором степень сегрегации Mn α, выражаемая 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).
4. Стальной лист по любому из пп. 1-3, в котором индекс чистоты стали составляет 0,10% или меньше.
RU2017138052A 2015-04-08 2016-04-07 Стальной лист для термической обработки RU2690383C2 (ru)

Applications Claiming Priority (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015079389 2015-04-08
JP2015-079386 2015-04-08
JP2015079386 2015-04-08
JP2015-079389 2015-04-08
JP2015-141643 2015-07-15
JP2015141646 2015-07-15
JP2015141643 2015-07-15
JP2015-141646 2015-07-15
PCT/JP2016/061424 WO2016163467A1 (ja) 2015-04-08 2016-04-07 熱処理用鋼板

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2017138052A RU2017138052A (ru) 2019-05-08
RU2017138052A3 RU2017138052A3 (ru) 2019-05-08
RU2690383C2 true RU2690383C2 (ru) 2019-06-03

Family

ID=57072466

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2017138052A RU2690383C2 (ru) 2015-04-08 2016-04-07 Стальной лист для термической обработки

Country Status (13)

Country Link
US (1) US10822680B2 (ru)
EP (1) EP3282029B1 (ru)
JP (1) JP6380658B2 (ru)
KR (1) KR102021687B1 (ru)
CN (1) CN107406953B (ru)
BR (1) BR112017020004A2 (ru)
CA (1) CA2982068C (ru)
ES (1) ES2782077T3 (ru)
MX (1) MX2017012874A (ru)
PL (1) PL3282029T3 (ru)
RU (1) RU2690383C2 (ru)
TW (1) TWI612152B (ru)
WO (1) WO2016163467A1 (ru)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112016021766A2 (pt) * 2014-03-26 2017-08-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Elemento chapa de aço conformado a quente de alta resistência
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
MX2021002269A (es) * 2018-08-31 2021-05-27 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
US11926881B2 (en) 2019-08-20 2024-03-12 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN114599804B (zh) * 2019-11-13 2024-03-29 日本制铁株式会社 钢材
JP7436822B2 (ja) 2020-03-26 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
JP7477750B2 (ja) 2020-03-26 2024-05-02 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品およびその製造方法
JP7436823B2 (ja) 2020-03-26 2024-02-22 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
WO2022158062A1 (ja) * 2021-01-22 2022-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、塗装部材、熱間プレス用鋼板、および熱間プレス部材の製造方法ならびに塗装部材の製造方法
EP4265751A4 (en) * 2021-01-22 2024-08-14 Jfe Steel Corp HOT PRESSING ELEMENT, COATING ELEMENT, STEEL SHEET FOR HOT PRESSING, METHOD FOR PRODUCING A HOT PRESSING ELEMENT AND METHOD FOR PRODUCING A COATING ELEMENT
KR20230132673A (ko) 2022-03-09 2023-09-18 진광헌 폐쇄된 두 공간의 압력 차이를 이용한 유체 이송 장치.
CN116121652A (zh) * 2023-02-20 2023-05-16 长沙超金刚机械制造有限公司 一种低碳高强合金材料及其制备方法
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
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

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007211279A (ja) * 2006-02-08 2007-08-23 Nippon Steel Corp 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
RU2323983C2 (ru) * 2002-03-11 2008-05-10 Юзинор Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения
JP2010156016A (ja) * 2008-12-26 2010-07-15 Nippon Steel Corp 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
RU2463359C1 (ru) * 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
RU2534703C2 (ru) * 2012-02-29 2014-12-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с низкой плоскостной анизотропией предела текучести и способ его изготовления

Family Cites Families (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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
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
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
KR101133870B1 (ko) 2006-05-10 2012-04-06 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열간 프레스 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
JP4466619B2 (ja) * 2006-07-05 2010-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法
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
MX2009008557A (es) 2007-02-23 2009-08-21 Corus Staal Bv Metodo para conformacion termomecanica de un producto final con una tenacidad muy alta y producto elaborado por el mismo.
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
JP4998756B2 (ja) 2009-02-25 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
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
JP5521818B2 (ja) 2010-06-21 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
JP5659604B2 (ja) 2010-07-30 2015-01-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
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
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
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.
EP2524970A1 (de) 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
EP2719788B1 (en) 2011-06-10 2016-11-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot press molded article, method for producing same, and thin steel sheet for hot press molding
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
JP5699860B2 (ja) 2011-08-24 2015-04-15 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5348268B2 (ja) 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる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
JP6001884B2 (ja) 2012-03-09 2016-10-05 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
US9909198B2 (en) 2012-11-05 2018-03-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a low alloy steel for oil country tubular goods having excellent sulfide stress cracking resistance
CN103194668B (zh) 2013-04-02 2015-09-16 北京科技大学 一种低屈强比超高强冷轧钢板及其制备方法
EP3006586B1 (en) 2013-06-07 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method for producing same
WO2016152163A1 (ja) * 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
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
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
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

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2323983C2 (ru) * 2002-03-11 2008-05-10 Юзинор Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения
JP2007211279A (ja) * 2006-02-08 2007-08-23 Nippon Steel Corp 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
JP2010156016A (ja) * 2008-12-26 2010-07-15 Nippon Steel Corp 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
RU2463359C1 (ru) * 2011-05-18 2012-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
RU2534703C2 (ru) * 2012-02-29 2014-12-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с низкой плоскостной анизотропией предела текучести и способ его изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
MX2017012874A (es) 2018-01-15
KR20170134680A (ko) 2017-12-06
JPWO2016163467A1 (ja) 2018-01-11
CA2982068C (en) 2020-01-14
CN107406953A (zh) 2017-11-28
PL3282029T3 (pl) 2020-06-29
CA2982068A1 (en) 2016-10-13
CN107406953B (zh) 2019-10-25
JP6380658B2 (ja) 2018-08-29
EP3282029B1 (en) 2020-02-12
KR102021687B1 (ko) 2019-09-16
ES2782077T3 (es) 2020-09-10
EP3282029A4 (en) 2018-08-29
RU2017138052A (ru) 2019-05-08
WO2016163467A1 (ja) 2016-10-13
TWI612152B (zh) 2018-01-21
US20180135155A1 (en) 2018-05-17
BR112017020004A2 (pt) 2018-06-19
RU2017138052A3 (ru) 2019-05-08
EP3282029A1 (en) 2018-02-14
US10822680B2 (en) 2020-11-03
TW201708565A (zh) 2017-03-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2686715C1 (ru) Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства
RU2690383C2 (ru) Стальной лист для термической обработки
RU2686713C1 (ru) Элемент из термообработанного стального листа и способ его производства
JP6638870B1 (ja) 鋼部材およびその製造方法
JP5609945B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20190034265A (ko) 강판 및 그 제조 방법
KR101626227B1 (ko) 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 및 그들을 사용한 피로 강도가 우수한 자동차 부품
JP2011168842A (ja) 異方性が小さく焼入性に優れた高炭素鋼板及びその製造方法
JP6098537B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2022196733A1 (ja) 鋼板、鋼部材及び被覆鋼部材
WO2023199776A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2023189175A1 (ja) ホットスタンプ用鋼板及びホットスタンプ成形体
KR20240155909A (ko) 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체
KR20240154043A (ko) 핫 스탬프 성형체
KR20240137602A (ko) 핫 스탬프 성형체
KR20240155270A (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