RU2695688C1 - Обрабатываемый горячим формованием, закаливаемый на воздухе и поддающийся сварке стальной лист - Google Patents

Обрабатываемый горячим формованием, закаливаемый на воздухе и поддающийся сварке стальной лист Download PDF

Info

Publication number
RU2695688C1
RU2695688C1 RU2016135709A RU2016135709A RU2695688C1 RU 2695688 C1 RU2695688 C1 RU 2695688C1 RU 2016135709 A RU2016135709 A RU 2016135709A RU 2016135709 A RU2016135709 A RU 2016135709A RU 2695688 C1 RU2695688 C1 RU 2695688C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
mass
sheet steel
hot
strength
Prior art date
Application number
RU2016135709A
Other languages
English (en)
Inventor
Фарид ХАССАНИ
Хюнь ЦЗУНЬ
Нина ФОНШТЕЙН
Original Assignee
Арселормиттал С.А.
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 Арселормиттал С.А. filed Critical Арселормиттал С.А.
Application granted granted Critical
Publication of RU2695688C1 publication Critical patent/RU2695688C1/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к листовой стали, используемой в автомобилестроении. Сталь содержит, в мас.%: 0,04≤С≤0,30, 0,5≤Mn≤4, 0≤Cr≤4, 2,7≤Mn+Cr≤5, 0,003≤Nb≤0,1, 0,015≤Al≤0,1, 0,05≤Si≤1,0, остальное – железо и неизбежные примеси. Сталь имеет микроструктуру, включающую в себя до 10 % площади бейнита и остальное - мартенсит. Обеспечивается получение горячедеформированных листов, нечувствительных после аустенизации к скорости охлаждения и имеющих однородное распределение прочности при растяжении по детали в диапазоне 800-1400 МПа независимо от времени задержки между операциями и конечным охлаждением/закаливанием, что позволяет производить охлаждение как в пресс-форме, так и в охлаждаемой среде, такой как воздух, азот, масло или вода. 13 з.п. ф-лы, 6 ил., 2 табл.

Description

Область техники
Настоящее изобретение относится к листовой стали. В частности, настоящее изобретение относится к листовой стали, которая может быть подвергнута горячему формованию с получением частей, обладающих однородной, очень высокой прочностью при растяжении и высокой свариваемостью.
Уровень техники
Современные автотранспортные средства в целях повышения безопасности пассажиров и снижения массы автомобиля во все больших количествах содержат участки из высокопрочной и ультравысокопрочной стали. Конфигурация многих формованных кузовных деталей автомобиля препятствует применению холодногнутых прогрессивных сталей повышенной прочности. Вследствие этого распространенным способом производства деталей из ультравысокопрочной стали стало горячее формование, сопровождаемое закалкой до мартенситного состояния.
При горячей штамповке применяются специальные стали, обеспечивающие необходимую для соответствия эксплуатационным параметрам способность принимать закалку. Многие из этих специальных сталей предназначены для закалки в водоохлаждаемых пресс-формах.
Примером такой стали для горячей штамповки является USIBOR, которая содержит (в масс. %) 0,15-0,25% С, 0,8-1,5% Mn, 0,1-0,35% Si, 0,01-0,2% Cr, менее 0,1% Ti, менее 0,1% А1, менее 0,05% Р, менее 0,03% S и 0,0005-0,01% В. Сталь с такой химической композицией раскрывается в патенте США №6296805. В этой композиции Ti и В необходимы для достижения высоких механических свойств после горячего прессования в охлаждаемой водой пресс-форме.
Производство высокопрочных деталей из USIBOR описано в патенте США №6564604. Данный способ включает нагревание в печи горячекатаных или холоднокатаных заготовок до температур выше 700°С, перенос нагретых заготовок в пресс-формы, штамповку заготовок в пресс-форме и выдерживание водоохлаждаемой пресс-формы с находящейся в ней формованной заготовкой в закрытом состоянии до достижения данной деталью комнатной температуры. Быстрое охлаждение в водоохлаждаемой пресс-форме, то есть закалка, необходимо для получения структуры мартенсита и, следовательно, высокой прочности. Закаленная сталь перед тепловой обработкой для горячей штамповки может быть покрыта Zn или Al-Si с помощью непрерывного способа нанесения покрытия погружением в расплав с целью защиты стальной подложки от окисления в ходе горячей штамповки и от последующей коррозии.
Хотя USIBOR широко применяется для горячей штамповки и может после закалки в водоохлаждаемой пресс-форме достигать прочности при растяжении 1500 МПа, USIBOR имеет множество недостатков. Одним недостатком является то, что USIBOR, содержащая 0,25 масс. % С, имеет недостаточную свариваемость. Кроме того, микроструктура USIBOR обладает высокой чувствительностью к скорости охлаждения и при низкой скорости водяного охлаждения пресс-формы демонстрирует образование феррита или бейнита, вследствие чего не может быть гарантирована однородность распределения прочности по штампованной детали. Кроме того, способ горячей штамповки с использованием USIBOR обычно является длительным и производительность применяемого для горячей штамповки дорогого оборудования оказывается относительно невысокой. Помимо этого, относительно невысока пластичность (например, удлинение) USIBOR, имеющей прочность при растяжении более 1500 МПа.
Также известны самозакаливающиеся стали. Например, WO2006/048009 раскрывает способную к воздушной закалке сталь, содержащую в массовых процентах 0,07-0,15% С, 0,15-0,30% Si, 1,60-2,10% Mn, 0,5-1,0% Cr, 0,30-0,60% Мо, 0,12-0,20% V, 0,010-0,050% Ti и 0,0015-0,0040% В. Данная сталь может быть легко подвергнута сварке и цинкованию. Она демонстрирует высокую прочность, например, предел текучести в 750-850 МПа и прочность при растяжении 850-1000 МПа. Однако эта сталь имеет недостаток, заключающийся в необходимости использования больших количеств дорогостоящих элементов, таких как Мо и V.
Публикация патентной заявки DE 102 61 210 А1 описывает другую способную принимать воздушную закалку легированную сталь, предназначаемую для производства автомобильных деталей способом горячего прессования. Данный сплав содержит в массовых процентах 0,09-0,13% С, 0,15-0,3% Si, 1,1-1,6% Mn, максимально 0,015% Р, максимально 0,011% S, 1,0-1,6% Cr, 0,3-0,6% Мо, 0,02-0,05% Al и 0,12-0,25% V. Когда такая сталь закаливается в пресс-форме, то без дополнительной закалки может быть получена структура верхнего бейнита. Данная сталь показывает предел текучести 750-1100 МПа, прочность при растяжении 950-1300 МПа и удлинение 7-16%. Одним недостатком этой стали является необходимость использования большого количества дорогостоящих Мо и V.
Нерассмотренная японская патентная заявка №2006-213959 предлагает обладающий превосходной производительностью способ производства высокопрочных стальных элементов горячим прессованием. При данном способе используется листовая сталь, которая содержит в массовых процентах от 0,05 до 0,35% С, от 0,005 до 1,0% Si, от 0 до 4,0% Mn, от 0 до 3,0% Cr, от 0 до 4,0% Cu, от 0 до 3,0% Ni, от 0,0002 до 0,1% В, от 0,001 до 3,0% Ti, ≤0,1% Р, ≤0,05% S, от 0,005 до 0,1% Al и ≤0,01% N, с остальным, представленным Fe и неизбежными примесями, притом, что Mn+Cr/3,1+(Cu+Ni)/1,4≥2,5%. Данная листовая сталь нагревается при 750-1300°С в течение времени от 10 до 6000 секунд и затем подвергается прессованию при температуре 300°С или выше. После прессования отформованный продукт извлекается из формы и охлаждается от температуры 1200-1100°С до температуры 5-40°С со скоростью охлаждения 0,1°С/с или более для получения элементов, имеющих мартенситную структуру на 60 или более процентах площади. При использовании этого способа этап закалки в пресс-форме может быть исключен. Полученные элементы имеют небольшой разброс внутренних параметров качества материала и хорошую форму элементов с превосходной однородностью.
Нерассмотренная японская патентная заявка №2006-212663 предлагает способ производства горячим прессованием высокопрочных стальных элементов, обладающих превосходной формуемостью. При данном способе используется листовая сталь, которая содержит в выражении массовых процентов от 0,05 до 0,35% С, от 0,005 до 1,0% Si, от 0,10 до 4,0% Mn, от 0 до 3,0% Cr, от 0 до 4,0% Cu, от 0 до 3,0% Ni, от 0,0002 до 0,1% В, от 0,001 до 3,0% Ti, ≤0,1% Р, ≤0,05% S, от 0,005 до 0,1% Al и ≤0,01% N, с остальным, представленным Fe и неизбежными примесями, притом, что Mn+Cr/3,1+(Cu+Ni)/1,4≥2,5. Листовая сталь нагревается до 750-1300°С, выдерживается в таких условиях в течение 10-6000 секунд и затем подвергается прессованию дважды или более раз при 300°C с получением элементов, имеющих структуру мартенсита на 60 или более процентах площади. Полученные элементы показывают высокую прочность и небольшой разброс внутренних параметров качества материала.
Известно, что прочность стали при растяжении увеличивается с возрастанием содержания С. Однако увеличение содержания С ухудшает свариваемость.
В этой связи существует потребность в пригодной для горячей формовки, способной к самозакаливанию, высокопрочной листовой стали, которая не включает больших количеств дорогостоящих элементов, таких как Мо, и в дополнение к наличию небольшой внутренней изменчивости показателя прочности при растяжении демонстрирует превосходную свариваемость.
Раскрытие сущности изобретения
Настоящее изобретение обеспечивает высокую прочность при растяжении (800-1400 МПа) стальных листов, содержащих (в масс. %) 0,04≤С≤0,30, 0,5≤Mn≤4, 0≤Cr≤4, 2,7≤Mn+Cr≤5, 0,003≤Nb≤0,1, 0,015≤Al≤0,1 и 0,05≤Si≤1,0. Необязательно листовая сталь может содержать одно или несколько из Ti≤0,2, V≤0,2, Мо≤0,3 и В≤0,015. После аустенизации при температуре Ас3 +20°С или выше листовая сталь может быть подвергнута горячему формованию в пресс-форме и может быть охлаждена в пресс-форме или в охлаждающей среде, такой как воздух, азот, масло или вода. Химическая композиция стали, в частности, содержание Mn+Cr от 2,7 до 5 масс. %, делает подвергнутый формованию лист нечувствительным к скорости охлаждения и гарантирует однородное распределение прочности по детали вне зависимости от времени задержки между операциями и конечным охлаждением/закаливанием. Содержание Nb от 0,003 до 0.1 масс. % делает прочность при растяжении менее чувствительной к содержанию С и уменьшает количество С, необходимого для достижения аналогичной прочности при растяжении. Кроме того, так как снижение содержания С улучшает свариваемость, добавление Nb обеспечивает такую же высокую прочность при растяжении, как и один С, но с улучшенной свариваемостью. Покрытие листовой стали Zn, Al или сплавом Al может улучшить коррозионную стойкость листовой стали.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 отображает изменения в прочности при растяжении (МПа) с C для различных композиций листовой стали, когда количество С варьирует в пределах от 0,06 до 0,12 масс. %, с и без добавления Nb;
фиг. 2 отображает изменения в прочности при растяжении (МПа) с C для различных композиций листовой стали, когда количество С варьирует в пределах от 0,06 до 0,18 масс. %, с и без Nb;
фиг. 3 показывает диаграмму превращения при непрерывном охлаждении для стали согласно настоящему изобретению, отображающую кривые охлаждения как температуру в градусах С от логарифма времени в секундах;
фиг. 4a-4d представляют полученные при различном увеличении микрофотографии стали настоящего изобретения, охлаждавшейся при различных скоростях охлаждения;
фиг. 5 представляет график сварочного тока от количества образцов для сталей настоящего изобретения, данный график определенно показывает отсутствие потерь металла вследствие выгорания стали при точечной сварке;
фиг. 6A - 6D представляют собой совокупность из четырех (4) микрофотографий, показывающих цельный точечный шов стали настоящего изобретения (6А), представленные под большим увеличением область основного металла (6В), зону (6С) термического влияния и сварную зону (6D) точечного шва.
Осуществление изобретения
Настоящее изобретение предоставляет листовую сталь, которая может быть подвергнута горячему формованию в деталь, имеющую однородное распределение прочности и улучшенную свариваемость. Данная листовая сталь является низколегированной сталью, композиция которой содержит в масс. % 0,04≤С≤0,30, 0,5≤Mn≤4, 0≤Cr≤4, 2,7≤Mn+Cr≤5, 0,003≤Nb≤0,1, 0,015≤Al≤0,10 и 0,05≤Si≤1,0. Необязательно такая листовая сталь может содержать одно или несколько из Ti≤0,2, V≤0,5, Мо≤0,6 и В≤0,015. Эта химическая композиция делает лист, получаемый после горячего формования, нечувствительным к скорости охлаждения и гарантирует однородное распределение прочности по детали независимо от времени задержки между операциями и конечным охлаждением/закаливанием. Гарантируемая однородность свойств при растяжении вне зависимости от скорости охлаждения в конкретных местоположениях формованной детали может существенно увеличить производительность горячего формования. Хотя прочность при растяжении возрастает с увеличением содержания С, повышение С приводит к ухудшению свариваемости. Однако посредством замены доли С на Nb возможно поддержание увеличения прочности при растяжении и улучшение свариваемости.
Концентрации различных составляющих элементов листовой стали настоящего изобретения ограничены по следующим причинам. Концентрации даны в массовых процентах (то есть масс. %).
Углерод имеет важное значение для увеличения прочности стали. Однако если добавляется слишком много С, затрудняется сваривание. Таким образом, количество С ограничивается диапазоном от 0,04 до 0,30 масс. %. Предпочтительно нижний предел для содержания С составляет 0,06 масс. %, более предпочтительно 0,08 масс. %. Верхний предел количества С предпочтительно составляет 0,18 масс. %, более предпочтительно 0,16 масс. %.
Марганец, помимо того, что является элементом упрочнения твердого раствора, также ингибирует ферритное превращение, таким образом, он представляет собой химический элемент, важный с точки зрения обеспечения закаливаемости. Однако добавление слишком большого количества Mn не только поощряет косегрегацию с Р и S, но также оказывает неблагоприятное воздействие на технологичность в ходе производства стали, литья и горячей прокатки. Вследствие этого количество Mn ограничивается диапазоном от 0,5 до 4 масс. %. Предпочтительно нижний предел содержания Mn равен 1 масс. %, более предпочтительно 1,5 масс. %. Предпочтительно верхний предел содержания Mn составляет 3,5 масс. %, более предпочтительно 3,0 масс. %.
Хром играет важную роль в улучшении закаливаемости. Однако избыточное содержание Cr будет неблагоприятно воздействовать на обрабатываемость в процессе производства. Поэтому количество Cr ограничивается диапазоном от 0 до 4 масс. %. Предпочтительно нижний предел для содержания Cr равен 0,2 масс. %, более предпочтительно 0,5 масс. %. Верхний предел содержания Cr предпочтительно составляет 3,5 масс. %, более предпочтительно 3,0 масс. %.
Объединенное количество Mn и Cr ограничивается диапазоном от 2,7 до 5 масс. % с тем, чтобы сделать сталь нечувствительной к скорости охлаждения после формования и обеспечить однородность распределения прочности по детали вне зависимости от времени задержки между операциями и конечным охлаждением/закаливанием. Предпочтительно нижний предел для Mn+Cr равен 3,0 масс. %, более предпочтительно 3,3 масс. %. Верхний предел для Mn+Cr предпочтительно составляет 4,7 масс. %, более предпочтительно 4,4 масс. %.
Ранее было известно, что небольшие добавки Nb к высокопрочным низколегированным сталям обладают значительным эффектом предупреждения рекристаллизации аустенита и образования вследствие этого тонкозернистой ферритной структуры, а также способствуют дисперсионному упрочнению феррита тонкодисперсными карбонитридами. Кроме того, большие количества Nb добавлялись к высокоуглеродистым, стойким к ползучести легированным сталям. Однако до сих пор в открытых литературных источниках ничего не сообщалось об эффектах добавления небольших количеств Nb к среднеуглеродистым сталям с мартенситной микроструктурой. Авторы данного изобретения обнаружили, что небольшое добавление Nb к самозакаливающейся стали настоящего изобретения снижает чувствительность прочности при растяжении к содержанию С и значительно увеличивает прочность стали, таким образом уменьшая количество С, необходимого для достижения конкретной величины прочности при растяжении. Так как снижение содержания углерода улучшает свариваемость, добавление Nb помогает достижению желаемой высокой прочности при растяжении с улучшенной свариваемостью. Для обеспечения этих эффектов количество Nb ограничивается диапазоном от 0,003 до 0,1 масс. %. Предпочтительно нижний предел содержания Nb равен 0,005 масс. %, более предпочтительно 0,010 масс. %. Верхний предел содержания Nb предпочтительно составляет 0,09 масс. %, более предпочтительно 0,085 масс. %.
Al добавляется к стали в небольшом количестве в качестве раскислителя. При этом избытки Al приводят к образованию множества неметаллических включений и дефектов поверхности. Al также является сильным ферритообразующим элементом и значительно увеличивает температуру полной аустенизации. Эти эффекты нежелательны для закаливающихся на воздухе сталей. Поэтому количество Al ограничивается диапазоном от 0,015 до 0,1 масс. %. Предпочтительно нижний предел для содержания Al равен 0,02 масс. %, более предпочтительно 0,03 масс. %. Верхний предел содержания Al предпочтительно составляет 0,09 масс. %, более предпочтительно 0,08 масс. %.
Si эффективен в увеличении прочности листовой стали. Однако слишком большие количества Si создают проблему образования поверхностной окалины. Вследствие этого количество Si ограничивается пределами от 0,05 до 0,35 масс. %. Предпочтительно нижний предел содержания Si равен 0,07 масс. %, более предпочтительно 0,1 масс. %. Верхний предел содержания Si предпочтительно составляет 0,3 масс. %, более предпочтительно 0,25 масс. %.
Ti может быть при необходимости добавлен к стали с B в количестве ≤0,1 масс. % с целью улучшения закаливаемости. Ti при очень высокой температуре соединяется с N, тем самым не допуская образования BN. B в растворе улучшает закаливаемость. Вне границ стехиометрического соотношения с азотом Ti является карбидообразующим элементом. Он упрочняет сталь посредством образования очень мелкозернистых карбидов. Его действие подобно эффекту Nb.
V может при необходимости добавляться к стали в количестве ≤0,2 масс. % для повышения прочности стали посредством дисперсионного твердения. Он также дополнительно увеличивает способность стали принимать закалку.
Мо может быть при необходимости добавлен к стали в количестве ≤0,3 масс. % для повышения прочности и улучшения закаливаемости.
В может быть при необходимости добавлен к стали в количестве ≤0,005 масс. % с целью улучшения способности принимать закалку и, вследствие этого, повышения прочности стали.
Сталь также содержит Fe и может содержать неизбежные примеси.
Листовая сталь настоящего изобретения имеет мартенситную микроструктуру, которая может включать вплоть до 10% фазы нижнего бейнита. Данная микроструктура преимущественно представлена мартенситом. Количество бейнита может составлять вплоть до 10%, предпочтительно составляет менее 5% и более предпочтительно менее 1%.
Листовая сталь настоящего изобретения имеет прочность при растяжении в диапазоне 800-1400 МПа. Нижний предел прочности при растяжении предпочтительно равен 900 МПа, более предпочтительно 1000 МПа. Конечная прочность главным образом зависит от содержания в мартенсите углерода.
Листовая сталь настоящего изобретения может демонстрировать удлинение в диапазоне от 4 до 9%, предпочтительно от 5 до 9%, более предпочтительно от 6 до 9%.
Листовая сталь настоящего изобретения может быть изготовлена способами, которые начинаются со стандартных способов выплавки и литья стали, за которыми следует горячая прокатка. Полученные слитки перед горячей прокаткой могут быть непосредственно загружены в нагревательную печь или же охлаждены перед выполнением этого. В ходе процесса горячей прокатки нет никаких ограничений на температуру конца прокатки, кроме того, что она должна превышать Ar3.
Температура намотки в рулон после горячей прокатки зависит от обработки после горячей прокатки. Если для получения конечной толщины требуется холодная прокатка, то предпочтительна температура намотки в рулон между 700°С и 600°С. Если необходимая конечная толщина может быть достигнута непосредственно горячей прокаткой, то рекомендуется температура намотки в рулон между 600°С и 500°С.
Горячекатаный лист может быть протравлен. В случае холоднокатаных продуктов горячекатаный лист может быть подвергнут травлению перед холодной прокаткой до необходимой толщины.
Горячекатаная или холоднокатаная листовая сталь может быть защищена от окисления и/или коррозии нанесением на одну или обе стороны стального листа покрытия из Zn, Al или сплава Al, такого как Al-Si. Нанесение покрытия может выполняться непрерывным способом посредством погружения стального листа в расплав.
Прежде чем быть подвергнутыми формованию, например, штамповкой в одной или нескольких пресс-формах до желаемой формы, стальные листы с или без покрытия нагреваются до температуры полной аустенизации, то есть по меньшей мере до Ас3 +5°С. Деформированная в горячую деталь далее охлаждается в пресс-форме или в охлаждающей среде, такой как воздух, азот, масло или вода. Различные охлаждающие среды обеспечивают различные скорости охлаждения. Отформованные детали демонстрируют однородную по детали мартенситную структуру вне зависимости от скорости охлаждения.
Конечная прочность можно контролироваться на основе химической композиции (в частности, количествами С и Nb) и/или нагреванием ниже или выше температуры полной аустенизации.
Примеры
В лаборатории были изготовлены 50 мм слябы с композицией, показанной в Таблице 1. Данные слябы были подвергнуты горячей прокатке в 3,5 мм листы. Температура повторного нагревания равнялась 1220°С, температура конца прокатки составляла 850°С и температура намотки в рулон 700°С. Поверхность горячекатаных листов была отшлифована с обеих сторон до толщины 2,5 мм, чтобы удалить обезуглероженный поверхностный слой, образующийся в ходе лабораторного процесса повторного нагревания. 2,5 мм листы были подвергнуты холодной прокатке до 1 мм (60% обжатие в холодном состоянии) на лабораторном реверсивном стане для холодной прокатки. Вырезанные из холоднокатаных листов образцы для испытаний были аустенизированы в течение 300 с при в 900°С в солевой ванне и затем закалены в масле. Некоторые образцы были снабжены термопарой для измерения скорости охлаждения в течение закалки в масле. Средняя скорость охлаждения от 800°С до 300°С составляла 150°С/с. Были измерены механические свойства закаленных образцов в поперечном к направлению прокатки направлении. Полученные данные по механическим свойствам даны в таблице 2.
Показанные в таблице 2 данные по прочности при растяжении представлены на фиг. 1 в виде графика зависимости от содержания в композиции углерода. Прочность при растяжении находится в сильной зависимости от углерода, что отмечено во многих предыдущих публикациях (например, см. "Martensite transformation, structure and properties in hardenable steels" («Мартенситное превращение, структура и свойства закаливаемых сталей») G. Krauss, "Hardenability concepts with applications to steel" («Концепция способности принимать закалку в приложении к стали»), под ред. D.V. Doane и J.S. Kirkaldy, 24-26 октября 1977, стр. 235). Однако фиг. 1 также показывает, что стали с Nb имеют более высокую прочность, чем сталь с подобным содержанием углерода, но без Nb. Кроме того, прочность стали с добавлением Nb менее зависима от углерода, так как наклон линии, соответствующей прочности при растяжении сталей с Nb, значительно меньше наклона для сталей без Nb. Различие в прочности сталей с и без Nb становится меньше при увеличении количества С, и обе группы сталей демонстрируют сходную прочность при содержании С в 0,17% и выше, фиг. 2.
Для определения влияния скорости охлаждения на конечную прочность закаленного материала была оценена «критическая скорость охлаждения» то есть минимальная скорость охлаждения от температуры аустенизации, позволяющая избегнуть образования феррита. В этих экспериментах с помощью дилатометра ММС была построена диаграмма превращения при непрерывном охлаждении (Continuous Cooling Transformation, ССТ) стали. При этих испытания небольшой образец нагревался до 900°С, а затем охлаждался при заранее заданных скоростях охлаждения притом, что в это время производилось измерение расширения образца (изменения его длины). Также из дилатометрических данных, а также посредством изучения микроструктуры и конечной твердости охлажденного образца были идентифицированы различные фазовые превращения. Для создания диаграммы ССТ требуются сведения, полученные при нескольких скоростях охлаждения.
Пример такой диаграммы показан на фиг. 3. Из этой фигуры видно, что ферритное превращение не происходит при скоростях охлаждения выше 1°С/с. Показанные на фиг. 4А и С микроструктуры, полученные при скоростях охлаждения в 3°С/с и более высоких, демонстрируют мартенситную микроструктуру. Однако при более низких скоростях охлаждения наблюдается высокая степень отпуска, фиг. 4В и D. Несмотря на отпуск мартенсита, при скорости охлаждения в 3°С/с была достигнута высокая твердость в 350 HV (единицы твердости по Виккерсу), которая увеличивается при возрастании скорости охлаждения. Охлаждение стали настоящего изобретения в любой среде (воздух, масло, пресс-форма, азот), обеспечивающее скорости охлаждения выше 1°С/с или предпочтительно выше 3°С/с, приводит к получению высокопрочной, полностью мартенситной стали.
Пригодность сталей 55, 63, 81 и 141 к точечной сварке была оценена согласно спецификации ISO 18278-2 в конфигурации однородного шва. Эти испытания показали отсутствие потерь металла вследствие выгорания стали, фиг. 5, с однородной микроструктурой сварной точки, фиг. 6А - 6D.
Таблица 1 и таблица 2, а также фиг. 1 и фиг. 2 показывают, что столь же высокие показатели прочности при растяжении могут быть получены, когда при содержании С в пределах от 0,04 до 0,20 масс. % часть С замещается на Nb в количествах в пределах от 0,003 до 0,055 масс. %.
Раскрытие здесь числового диапазона подразумевается в качестве раскрытия, устанавливающего предельные значения такого числового диапазона и все рациональные числа внутри этого числового диапазона.
Притом, что настоящее изобретение описывается в отношении некоторых определенных воплощений, конкретными описываемыми деталями оно не ограничивается, но включает различные изменения и модификации, которые могут быть предложены специалистам в данной области и при этом подпадают под действие данного изобретения в том виде, как оно ограничивается следующей формулой изобретения.
Figure 00000001
Figure 00000002
Figure 00000003

Claims (24)

1. Листовая сталь, содержащая, в мас.%:
0,04 ≤ C ≤ 0,30,
0,5 ≤ Mn ≤ 4,
0 ≤ Cr ≤ 4,
2,7 ≤ Mn+Cr ≤ 5,
0,003 ≤ Nb ≤ 0,1,
0,015 ≤ Al ≤ 0,1,
0,05 ≤ Si ≤ 1,0,
железо и неизбежные примеси – остальное,
при этом указанная листовая сталь имеет микроструктуру, включающую в себя до 10 % площади бейнита и остальное, представленное мартенситом,
при этом прочность при растяжении указанной листовой стали составляет 800-1400 МПа.
2. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,06 ≤ C ≤ 0,18.
3. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,08 ≤ C ≤ 0,16.
4. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,5 ≤ Mn ≤ 3,5.
5. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,5 ≤ Mn ≤ 3,0.
6. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,2 ≤ Cr ≤ 3,5.
7. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,5 ≤ Cr ≤ 3,0.
8. Листовая сталь по п. 1, в которой 3,0 ≤ Mn+Cr ≤ 4,7.
9. Листовая сталь по п. 1, в которой 3,3≤ Mn+Cr ≤ 4,4.
10. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,005 ≤ Nb ≤ 0,060.
11. Листовая сталь по п. 1, в которой 0,010 ≤ Nb ≤ 0,055.
12. Листовая сталь по п. 1, в которой по меньшей мере одна поверхность листовой стали покрыта слоем, содержащим Zn, Al или сплав Al.
13. Листовая сталь по п. 1, в которой листовая сталь имеет микроструктуру, включающую в себя более 95 % площади мартенсита.
14. Листовая сталь по п. 1, в которой листовая сталь является горячедеформированной листовой сталью.
RU2016135709A 2014-02-05 2015-02-05 Обрабатываемый горячим формованием, закаливаемый на воздухе и поддающийся сварке стальной лист RU2695688C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201461935948P 2014-02-05 2014-02-05
US61/935,948 2014-02-05
PCT/US2015/014694 WO2015120205A1 (en) 2014-02-05 2015-02-05 Hot formable, air hardenable, weldable, steel sheet

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2695688C1 true RU2695688C1 (ru) 2019-07-25

Family

ID=53778462

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016135709A RU2695688C1 (ru) 2014-02-05 2015-02-05 Обрабатываемый горячим формованием, закаливаемый на воздухе и поддающийся сварке стальной лист

Country Status (14)

Country Link
EP (1) EP3114246B1 (ru)
JP (2) JP2017510703A (ru)
KR (3) KR20180104199A (ru)
CN (2) CN113416892A (ru)
BR (1) BR112016018119B8 (ru)
CA (1) CA2938851C (ru)
ES (1) ES2746260T3 (ru)
HU (1) HUE045244T2 (ru)
MA (1) MA39245B2 (ru)
MX (1) MX2016010006A (ru)
PL (1) PL3114246T3 (ru)
RU (1) RU2695688C1 (ru)
UA (1) UA119344C2 (ru)
WO (1) WO2015120205A1 (ru)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102030815B1 (ko) * 2016-12-28 2019-10-11 연세대학교 산학협력단 온간성형용 고강도 중망간강 성형부재와 그 제조방법
EP3589757A1 (en) * 2017-03-01 2020-01-08 Ak Steel Properties, Inc. Hot-rolled steel with very high strength and method for production
WO2019157075A1 (en) * 2018-02-06 2019-08-15 Integrated Heat Treating Solutions, Llc High pressure instantaneously uniform quench to control part properties
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
CA2831305A1 (en) * 2011-04-01 2012-10-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped high strength part excellent in post painting anticorrosion property and method of production of same
CA2832894A1 (en) * 2011-04-27 2012-11-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping member and method of producing same
CA2862829A1 (en) * 2012-01-13 2013-07-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel
EP2687620A1 (en) * 2011-03-18 2014-01-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot-stamped member and process for producing same

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
TW567231B (en) * 2001-07-25 2003-12-21 Nippon Steel Corp Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
EP1288322A1 (en) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
JP4351465B2 (ja) * 2003-04-15 2009-10-28 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法
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
JP4486336B2 (ja) * 2003-09-30 2010-06-23 新日本製鐵株式会社 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5228447B2 (ja) * 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR100928788B1 (ko) * 2007-12-28 2009-11-25 주식회사 포스코 용접성이 우수한 고강도 박강판과 그 제조방법
JP5167865B2 (ja) * 2008-02-29 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5041084B2 (ja) * 2010-03-31 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5434960B2 (ja) * 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20130095347A1 (en) * 2010-06-14 2013-04-18 Kaoru Kawasaki Hot-stamped steel, method of producing of steel sheet for hot stamping, and method of producing hot-stamped steel
JP5533765B2 (ja) * 2011-04-04 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP5742697B2 (ja) * 2011-12-12 2015-07-01 新日鐵住金株式会社 強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法並びにホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法
JP5860333B2 (ja) * 2012-03-30 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板
JP6227626B2 (ja) * 2012-04-05 2017-11-08 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 低Ｓｉ含有量鋼ストリップ

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
EP2687620A1 (en) * 2011-03-18 2014-01-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot-stamped member and process for producing same
CA2831305A1 (en) * 2011-04-01 2012-10-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped high strength part excellent in post painting anticorrosion property and method of production of same
CA2832894A1 (en) * 2011-04-27 2012-11-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping member and method of producing same
CA2862829A1 (en) * 2012-01-13 2013-07-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel

Also Published As

Publication number Publication date
KR20160117543A (ko) 2016-10-10
EP3114246A1 (en) 2017-01-11
CN113416892A (zh) 2021-09-21
PL3114246T3 (pl) 2020-03-31
BR112016018119A2 (pt) 2017-08-08
BR112016018119B8 (pt) 2020-12-15
ES2746260T3 (es) 2020-03-05
KR20180104199A (ko) 2018-09-19
WO2015120205A1 (en) 2015-08-13
MA39245B2 (fr) 2021-04-30
MA39245A1 (fr) 2017-03-31
KR20210047366A (ko) 2021-04-29
MX2016010006A (es) 2016-12-16
CN105980591A (zh) 2016-09-28
CA2938851C (en) 2020-06-09
CA2938851A1 (en) 2015-08-13
HUE045244T2 (hu) 2019-12-30
JP2019065396A (ja) 2019-04-25
EP3114246A4 (en) 2018-04-04
UA119344C2 (uk) 2019-06-10
JP6830468B2 (ja) 2021-02-17
JP2017510703A (ja) 2017-04-13
EP3114246B1 (en) 2019-08-28
BR112016018119B1 (pt) 2020-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6854271B2 (ja) ホットスタンピングに使用される鋼板
KR101617505B1 (ko) 핫 스탬프 부재용 강판 및 그 제조 방법
KR101340758B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20180099876A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102169850B1 (ko) 망간강 제품의 열처리 방법 및 망간강 제품
KR20140064929A (ko) 볼트용 강선 및 볼트, 및 그의 제조 방법
CN104245971A (zh) 高强度冷轧钢板和生产该钢板的方法
JP2013545890A (ja) 鋼ブランクの熱間成形方法及び熱間成形部品
KR20190031533A (ko) 열간 프레스 성형 부재
JP6212473B2 (ja) 高強度ばね用圧延材及びこれを用いた高強度ばね用ワイヤ
JP6830468B2 (ja) 熱間形成性空気焼き入れ性溶接性鋼板
CN104471096A (zh) 冷轧扁钢产品及其制造方法
CN113316650B (zh) 高强度钢带材
KR20170086062A (ko) 우수한 가공 특성을 갖는 고강도의 공기 경화 다상 강 및 상기 강으로부터 강 스트립을 제조하기 위한 방법
JP4983082B2 (ja) 高強度鋼材及びその製造方法
KR20170084210A (ko) 탁월한 가공 특성을 갖는 초고강도의 공기 경화 다상 강 및 상기 강의 스트립을 제조하기 위한 방법
KR20200013244A (ko) 향상된 연성을 갖는 고강도 강 부품들을 제조하기 위한 방법, 및 상기 방법에 의해 얻어진 부품들
US20180105892A9 (en) Hot formable, air hardenable, weldable, steel sheet
KR102544854B1 (ko) 구멍 확장비가 높은 냉연 어닐링된 강판 및 그 제조 방법
KR20230145132A (ko) 강판, 강 부재 및 피복 강 부재
JP2023547090A (ja) 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20230100738A (ko) 코팅 강판 및 고강도 프레스 경화 강 부품 및 그 제조 방법
KR20230129178A (ko) 코일링 온도 영향 냉간 압연 스트립 또는 강
KR101356908B1 (ko) 고강도 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
CN116724131A (zh) 具有优异的热处理特性和抗氢致延迟断裂性的冷镦用高强度线材、热处理组件及其制造方法