UA126715C2 - Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення - Google Patents

Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA126715C2
UA126715C2 UAA202100211A UAA202100211A UA126715C2 UA 126715 C2 UA126715 C2 UA 126715C2 UA A202100211 A UAA202100211 A UA A202100211A UA A202100211 A UAA202100211 A UA A202100211A UA 126715 C2 UA126715 C2 UA 126715C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel
press
hardened
aluminum
laser
Prior art date
Application number
UAA202100211A
Other languages
English (en)
Inventor
Мартен БОВЕ
Аліс Дюмон
Александр Ґібо
Астрід Перлад
Канйін Чжу
Original Assignee
Арселорміттал
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 Арселорміттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA126715C2 publication Critical patent/UA126715C2/uk

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
    • C22C38/38—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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • 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
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/02—Stamping using rigid devices or tools
    • B21D22/022—Stamping using rigid devices or tools by heating the blank or stamping associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D—WORKING OR PROCESSING OF SHEET METAL OR METAL TUBES, RODS OR PROFILES WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21D22/00—Shaping without cutting, by stamping, spinning, or deep-drawing
    • B21D22/20—Deep-drawing
    • B21D22/208—Deep-drawing by heating the blank or deep-drawing associated with heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/002—Resistance welding; Severing by resistance heating specially adapted for particular articles or work
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/16—Resistance welding; Severing by resistance heating taking account of the properties of the material to be welded
    • B23K11/163—Welding of coated materials
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/16—Resistance welding; Severing by resistance heating taking account of the properties of the material to be welded
    • B23K11/163—Welding of coated materials
    • B23K11/166—Welding of coated materials of galvanized or tinned materials
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/20—Bonding
    • B23K26/21—Bonding by welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K26/00—Working by laser beam, e.g. welding, cutting or boring
    • B23K26/20—Bonding
    • B23K26/32—Bonding taking account of the properties of the material involved
    • B23K26/324—Bonding taking account of the properties of the material involved involving non-metallic parts
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3073—Fe as the principal constituent with Mn as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/308—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent
    • B23K35/3086—Fe as the principal constituent with Cr as next major constituent containing Ni or Mn
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23P—METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR; COMBINED OPERATIONS; UNIVERSAL MACHINE TOOLS
    • B23P15/00—Making specific metal objects by operations not covered by a single other subclass or a group in this subclass
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0405—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 of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0421—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 characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0421—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 characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold 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
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0447—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 characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—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 characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/22—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
    • C22C38/26—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
    • 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
    • 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
    • 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
    • B21B2001/225—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 hot-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/18—Sheet panels
    • B23K2101/185—Tailored blanks
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/32—Wires
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B2605/00—Vehicles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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

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)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Laser Beam Processing (AREA)

Abstract

Листова сталь для виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі, яка характеризується композицією, що містить, мас. %: 0,155CC0,22, 3,55Mn<4,2, 0,0011SiS1,5, 0,0200AlA0,9, 0,0011CrC1, 0,0011MoM0,3, 0,0011TiT0,040, 0,00033BB0,004, 0,0011NbN0,060, 0,0011NN0,009, 0,00055SS0,003, 0,0011PP0,020, при цьому мікроструктура складається з менш ніж 50 % фериту, від 1 до 20 % залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, більших 60 нм, складає менше ніж 107/мм2, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, причому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Mn, який становить щонайменше 1,1∙Mn %. Піддана загартуванню під пресом сталева деталь, одержана шляхом гарячого формування листової сталі, і способи їх виготовлення.

Description

Цей винахід стосується листових сталей, які піддаються гарячому формуванню для виробництва деталей і загартуванню під пресом з використанням стадії охолодження, яка досягається шляхом витримування деталей у пресовому штампі. Ці деталі використовують як конструктивні елементи механічних транспортних засобів для реалізації функцій запобігання проникненню або поглинання енергії. Такі деталі можуть бути використані, наприклад, для виготовлення інструментів або деталей для сільськогосподарського машинного обладнання.
У цьому типі галузей застосування бажаним є виробництво сталевих деталей, які поєднують високу механічну міцність, високу здатність опору ударам, хорошу стійкість до корозії і точність розмірів. Така комбінація є особливо бажаною в автомобільній промисловості, де робляться спроби значного зменшення маси транспортних засобів. Кажучи більш конкретно, демонстрації цих властивостей вимагають автомобільні деталі, такі, як-от деталі для перешкоджання проникнення і конструктивні деталі, зокрема, передні або задні обв'язувальні бруси даху, поздовжні бруси даху і центральні стійки кузова, деталі шасі, такі як-от нижні важелі незалежних підвісок, ложементи для двигунів, а також інші деталі, які дають свій внесок у безпеку механічних транспортних засобів, такі як-от бампери, підсилювачі дверей або середніх стійок.
Досягнення такого зменшення маси можна домогтися, зокрема, завдяки використанню сталевих деталей, які маю мартенситну або бейнітно-мартенситну мікроструктуру.
Виготовлення деталей, що належать до цього типу, описане у публікаціях попереднього рівня техніки ЕК 2 780 984 і ЕК 2 807 447, у відповідності з якими вирізану з листової сталі для термообробки заготовки з нанесеним попереднім покриттям з металу або металевого сплаву піддають нагріванню у печі, а після цього гарячому формуванню. Витримування деталі в технологічній оснастці після проведення формування уможливлює досягнення швидкого охолодження, що призводить до утворення підданих загартуванню мікроструктур, які демонструють дуже високі механічні характеристики. Спосіб, який належить до даного типу, називається загартуванням під пресом.
Механічні характеристики деталей, одержаних таким чином, у загальному випадку оцінюють з використанням випробувань на границю міцності на розтяг і твердість. Таким чином, в документах, процитованих вище, розкриваються способи виготовлення, які уможливлюють досягнення границі міцності на розтяг Т5 1500 МПа, виходячи із сталевої заготовки, яка
Зо характеризується початковою границею міцності на розтяг Т5 500 МПа до нагрівання і швидкого охолодження.
Однак, умови експлуатації певних підданих гартуванню деталей з нанесеним покриттям вимагають демонстрації не лише високого рівня границі міцності на розтяг Т5, але також і хорошої пластичності. Пластичність деталей, наприклад, оцінюють шляхом вимірювання повного відносного подовження. Наприклад, деталі, одержані з використанням способу виготовлення з публікації ЕЕ. 2 780 984, незважаючи на демонстрацію високої границі міцності на розтяг характеризуються повним відносним подовженням, яке залишається меншим 6 95.
Таким чином, в публікації ЕР 2 137 327 забезпечується спосіб виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі зі сталевої заготовки, яка характеризується композицією, що містить, мас. 95: 0,040 -0,100 С, 0,80 - 2,00 Мп, « 0,30 5і, «0,0055, «0,030 Р, 0,01 - 0,070 АЇ, 0,015-0,100 АЇї, 0,030 - 0,080 Ті, «0,009 М, « 0,100 Си, Мі, Мо, « 0,006 Са. Після загартування під пресом можуть бути одержані границя міцності на розтяг, яка перевищує 500 МПа, і повне відносне подовження, яке становить щонайменше 1595. Однак, внаслідок природи мікроструктури, яка являє собою рівновісний ферит, неможливе досягнення дуже високого рівня границі міцності на розтяг.
На додаток до цього, в документі ЕР 1 865 086 розкривається композиція сталі, яка містить, мас. 96:0,1-0,20,0,05-0,3 5і,0,8-1,8 Мп, 0,5 -1,8 Мі, «0,015 Р, « 0,003 5, 0,0002 - 0,008 В, необов'язково 0,01 - 0,1 Ті, необов'язково 0,01 - 0,05 АЇ, необов'язково 0,002 - 0,005 М. Ця композиція уможливлює виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі, яка характеризується границею міцності на розтяг, яка перевищує 1000 Мпа, і повним відносним подовженням, яке перевищує 10 95. Однак, внаслідок свого високого рівня вмісту нікелю ця сталь є коштовною з точки зору виготовлення.
У документі ЕР 1 881 083 розкривається піддана загартуванню під пресом деталь, виготовлена з композиції сталі, яка містить, мас. 90: 0,11 -0,18 С,0,10 - 0,30 51, 1,60 - 2,20 Мп, «00015 Р-0,010 5, 1,00 - 2,00 Ст, 0,020 М, 0,020 - 0,060 Мб, 0,001 - 0,004 В, 0,001 - 0,050 Ті.
Ця деталь характеризується границею міцності на розтяг, яка перевищує 1200 МПа, і повним відносним подовженням, яке перевищує 12 95. Однак, внаслідок свого високого рівня вмісту хрому ця сталь також є коштовною з точки зору виготовлення.
Власне кажучи, що найголовніше, повне відносне подовження не уявляється найбільш 60 доречним параметром з точки зору гарантування демонстрації деталлю достатньої пластичності для поглинання деформацій або ударів без виникнення ризику розламу. Таким чином, високе повне відносне подовження не гарантує демонстрацію такої достатньої пластичності.
Швидше, відповідно до аналізу в публікації "Стаєп Бисійну апа Митегіса! Модеїїпд ої Овіроге 1500 ЕРгасіиге репаміог", Р. Оівїзсп апа 0. Назепроші, Ргосеєдіпд5 ої Пе Іпіегпайопа! Ашотоїїме
Воду Соподгев55, ЕгапкКіші 2015 у зіставленні з повним відносним подовженням деформація руйнування і кут згину уявляються більш доречними з точки зору гарантування демонстрації деталлю достатньої пластичності для поглинання деформацій або ударів без виникнення ризику розламу, зокрема, в областях, які відповідні локальним концентраціям напружень внаслідок геометрії деталі або потенційної наявності мікродефектів на поверхні деталей. Така пластичність також може бути позначена терміном "пластичність при зіткненні в ході аварії" і не корелює з повним і рівномірним відносними подовженнями.
У документі УМО 2017/006159 розкривається спосіб виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі зі сталі, яка характеризується композицією, що містить, мас. 90: 062 - 0,095 С, 1,4 -19Мп,02-0,5 51, 0,020 - 0,070 АїІ, 0,02 - 01 Сг, де 1,5504-Мп-інСтк2,7, 0,040 - 0,060 МБ, 3,4 М-Тіх8-М, 0,044-Мр--Ті«0,090, 0,0005 - 0,004 В, 0,001 - 0,009 М, 0,0005-0,003 51 0,001 - 0,20 Р, при цьому піддана загартуванню під пресом деталь характеризується кутом згину, який перевищує 752, і деформацією руйнування в плоскому деформованому стані, яка перевищує 0,60.
Однак, границя міцності на розтяг таких деталей залишається меншою 1200 МПа.
Таким чином, бажаним є наявність листової сталі для виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі, самої підданої загартуванню під пресом деталі і способу її виготовлення, на які не накладалися б зазначені обмеження. Більш конкретно, бажаним є наявність листової сталі, яка придатна до використання у виробництві підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, яка характеризується границею плинності на розтяг 75, що становить щонайменше 1000
Мпа, границею міцності на розтяг Т5, в межах від 1300 до 1600 МПа, і високою пластичністю, яка характеризується кутом згину, яка перевищує 602, і деформацією руйнування в плоскому деформованому стані, яка перевищує 0,50, і такої підданої загартуванню під пресом сталевої деталі. Також бажаним є наявність листової сталі для загартування під пресом, яка могла б
Зо виявитися доступною як без нанесеного покриття, так і з нанесеним металевим покриттям, яке надає листовій сталі високу стійкість до корозії після проведення загартування під пресом.
До того ж, бажаним є виробництво листової сталі або підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, яка є легксозварюваною до або після проведення гарячого пресування.
Особливо бажаним є наявність листової сталі, яка могла б бути легкозварюваною або в рамках гомогенного способу (тобто, зварювання двох листів, які характеризуються ідентичною композицією), або в рамках гетерогенного способу (зварювання двох листів, які характеризуються різними композиціями сталі) і, крім того, бути підданою до загартування під пресом так, щоб ці піддані загартуванню під пресом зварні шви мали високі механічні властивості.
В цілях покращення їх стійкості до окислення на листи, виготовлені з підданих загартуванню під пресом сталей, зазвичай наносять попереднє покриття, зокрема, попереднє покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву. Заготовки, вироблені з таких листів з нанесеним попереднім покриттям, можуть бути зварені з іншими заготовками, наприклад, іншими заготовками з нанесеними попереднім покриттями, при цьому ці зварені заготовки після цього піддають гарячому формуванню і загартуванню під пресом до одержання кінцевого профілю.
У разі зварювання таких заготовок з нанесеними попереднім покриттями з іншими заготовками частина нанесеного попереднього покриття розплавляється з утворенням зварного металу, який виникає між цими заготовками в результаті зварювання.
Екзогенний метал може в результаті спричиняти утворення інтерметалічних областей, які після подальшого механічного навантаження мають тенденцію до того, щоб ставати центром ініціювання руйнування за статичних або динамічних умовах.
Крім цього, оскільки алюміній являє собою елемент, який стимулює утворення альфа- форми, він сповільнює перетворення на аустеніт розплавленої області під час нагрівання, яке передує гарячому формуванню звареної заготовки. Тому в цьому випадку є неможливим одержання зварного з'єднання, яке має повністю загартовану структуру після загартування під пресом, і тому зварне з'єднання, одержане в такий спосіб, характеризується меншими твердістю і границею міцності на розтяг, ніж самі листи.
Для вирішення цієї проблеми було запропоновано видалення нанесеного попереднього 60 покриття в області зварного шва шляхом лазерної абляції до зварювання.
Однак, ця лазерна абляція зумовлює виникнення додаткових витрат.
Тому також бажаним є наявність листової сталі з попередньо нанесеним попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, яка придатна до лазерного зварювання з іншим листом без видалення всього попередньо нанесеного покриття з одночасним гарантуванням демонстрації високих механічних властивостей по всьому об'єму всієї підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі після пресування, зокрема, високих механічних властивостей шва, одержаного в результаті лазерного зварювання.
Також бажаним є наявність підданих загартуванню під пресом деталей, які були б легкозварюваними після гарячого пресування, особливо, з використанням контактного точкового зварювання опором.
Дійсно, термічний цикл, пов'язаний з контактним точковим зварюванням опором, індукує виникнення температурного градієнта в діапазоні від кімнатної температури аж до ліквідусу сталі. Нагрівання при температурі в діапазоні Ас1-Ас3 може стимулювати розм'якшення мікроструктури підданої загартуванню під пресом деталі в зоні термічного впливу, тобто, в областях підданих загартуванню під пресом деталей, які не розплавляються і мають свої мікроструктуру і властивості, які змінені в результаті зварювання. У разі надмірної важливості такого розм'якшення зовнішнє прикладене напруження може бути сконцентроване в розм'якшеній зоні, що, призводить до виникнення передчасного виходу з ладу, спричиненого концентруванням деформацій.
Тому бажаним є наявність зварних з'єднань, одержаних з використанням контактного точкового зварювання опором, які характеризуються високою пластичністю, і переважно вільних від значного розм'якшення в зоні термічного впливу.
З цією метою винахід відноситься до листової сталі для виготовлення підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, при цьому листова сталь має склад, який містить, у масових відсотках: 015-022,
З, Мпе4,2, 0,001 5іс1,5, 0,020: АїкоО,9, 00011, 0,0015Мох0,3, 0,001-Ті50,040, 0,0003:8:0,004, 0,001-Мо-0,060, 0,001-М-0,009, 0,0005«55:0,003, 0,001 РО, 020, необов'язково 0,0001«Сах0о,003, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки; причому зазначена листова сталь має мікроструктуру, яка містить при вираженні в частках площі поверхні з: менш ніж 50 95 фериту, між 1 і 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, більших, 60 нм, не перевищує 107/мм, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мп 95, де Мп 95 позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
Згідно з одним варіантом здійснення листова сталь має металеве попереднє покриття на кожній із двох своїх основних лицьових поверхонь.
Наприклад, металеве попереднє покриття є попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву.
У відповідності із ще одним прикладом металеве попереднє покриття є попереднім покриттям з цинку-алюмінію, сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву.
Переважно листова сталь включає зневуглецьовану область на поверхні кожної з двох основних поверхонь під металевим попереднім покриттям, при цьому глибина ро» цієї зневуглецьованої області, яка встановлена в межах від 6 до 30 мкм, причому рзог» являє собою глибину, на якій рівень вмісту вуглецю дорівнює 50 95 від рівня вмісту у складі сталі, і де відпалена листова сталь не має шару оксиду заліза на поверхні розділу між зазначеними основними поверхнями і зазначеним металевим попереднім покриттям.
Згідно з одним варіантом здійснення листовою сталлю є невідпалена листова сталь, при цьому мікроструктура листової сталі складається при вираженні в частках поверхні з: між 5 95 і 20 до залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, більших, 60 нм, не перевищує 107/мм, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мпо»о, де Мпоо позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
Особливо, листова сталь є, наприклад, гарячекатаною листовою сталлю, яка характеризується питомою роботою руйнування за Шарпі КСм, більшою або рівною 60 Дж/см-.
Відповідно до ще одного варіанту здійснення листовою сталлю є відпалена листова сталь, при цьому мікроструктура відпаленої листової сталі складається при вираженні в частках поверхні 3: менш ніж 50 95 фериту, між 1 95 ії 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, більших, 60 нм, не перевищує 107/мм, додаткового компонента, який складається з мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мп 95, де Мп 95 позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
Переважно композиція сталі є такою, що АЇ » 0,3 мас. 905.
Листова сталь в загальному випадку має товщину, в межах від 0,7 до 5 мм.
Відповідно до одного варіанта здійснення рівень вмісту Мп не перевищує 4,0 мас. 95.
Рівень вмісту Мо переважно становить щонайменше 0,05 мас. 95.
В одному варіанті здійснення рівень вмісту В є меншим або рівним 0,0015 мас. 95.
В одному варіанті здійснення композиція є такою, що АЇ 2 0,15 мас. 9б і Ті « 3,42-М.
У ще одному варіанті здійснення композиція є такою, що АЇ « 0,15 мас. 9о, а Ті » 3,42-М. В
Зо даному варіанті здійснення композиція переважно є такою, що Ті « 8-М.
Переважно рівень вмісту МЬ є великим або рівним 0,010 мас. 95.
Переважно рівень вмісту азоту не перевищує 0,007 мас. 95.
Винахід належить до способу виробництва листової сталі для виготовлення підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, при цьому зазначений спосіб включає наступні послідовні стадії: - одержання сталевого напівфабрикату, який має склад, що містить, у масових відсотках: 015-022,
З, Мпе4,2, 0,001 5іс1,5, 0,020: АїкоО,9, 00011, 0,0015Мох0,3, 0,001-Ті50,040, 0,0003:8:0,004, 0,001-Мо-0,060, 0,001-М-0,009, 0,0005«55:0,003, 0,001 РО, 020, необов'язково 0,0001«Сах0о,003, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки; - гарячу прокатку зазначеного сталевого напівфабрикату для одержання гарячекатаної листової сталі, - змотування в рулон зазначеної гарячекатаної листової сталі при температурі змотування в рулон Тсої, яка не перевищує 550 "С, для одержання листової сталі, змотаної в рулон, - необов'язково холодну прокатку листової сталі, змотаної в рулон.
Наприклад, у разі проведення холодної прокатки листову сталь, змотану в рулон, піддають холодній прокатці зі ступенем обтиснення при холодній прокатці, в межах від 30 до 80 95.
Переважно після змотування в рулон і до холодної прокатки змотану в рулон листову сталь, піддають відпалу у камерній печі при температурі відпалу в камерній печі Тнвдл в межах від 550 до 700 "С, при цьому змотану в рулон листову сталь залишають при зазначеній температурі відпалу у камерній печі Тнва протягом часу відпалу в камерній печі Інвд в межах від 1 до 20 год.
При цьому переважно, щоб спосіб, додатково, включав стадію відпалу змотаної в рулон і необов'язково холоднокатаної листової сталі при температурі відпалу ТА, більшої або рівної 650 об, при цьому стадія відпалу включає нагрівання змотаної в рулон і необов'язково холоднокатаної листової сталі до температури відпалу ТА і витримування змотаної в рулон і необов'язково холоднокатаної листової сталі при температурі відпалу Тл впродовж часу відпалу
ЇА від ЗО до 600 с.
В одному варіанті здійснення температура відпалу ТА є меншою ніж Аез.
Ще в одному варіанті здійснення температура відпалу ТА є більшою або рівною Аез.
Згідно з одним варіантом здійснення після витримування при температурі відпалу Тд на листову сталь наносять попереднє покриття з металу або металевого сплаву при нанесенні покриття шляхом занурення у розплав у ванні, після цього її охолоджують до кімнатної температури.
Наприклад, на листову сталь наносять попереднє покриття з цинку, сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву.
У ще одному прикладі на листову сталь наносять попереднє покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву.
Переважно листову сталь піддають відпалу при зазначеній температурі відпалу Тд для одержання після завершення відпалу зневуглецювання поверхні відпаленої листової сталі на глибину рзого;, встановлену в межах від 6 і 30 мкм, при цьому рзо»; являє собою глибину, на якій рівень вмісту вуглецю дорівнює 50 95 від рівня вмісту С у композиції, і для одержання відпаленої листової сталі, яка не має шару оксиду заліза на своїй поверхні.
У загальному випадку листова сталь має товщину, встановлену в межах від 0,7 до 5 мм.
Переважно композиція сталі є такою, що АЇ » 0,3 мас. 905.
Відповідно до одного варіанта здійснення рівень вмісту Мп не перевищує 4,0 мас. 95.
Рівень вмісту Мо переважно становить щонайменше 0,05 мас. 95.
В одному варіанті здійснення рівень вмісту В є меншим або рівним 0,0015 мас. 95.
В одному варіанті здійснення композиція є такою, що АЇ 2 0,15 мас. 9б і Ті « 3,42-М.
У ще одному варіанті здійснення композиція є такою, що АЇ « 0,15 мас. 9о, а Ті » 3,42-М. В даному варіанті здійснення композиція переважно є такою, що Ті « 8-М.
Переважно рівень вмісту МЬ є великим або рівним 0,010 мас. 95.
Переважно рівень вмісту азоту не перевищує 0,007 мас. Фо.
Винахід також належить до підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, виготовленої із сталі, яка має склад, що містить у масових відсотках: 015-022, 3,5: Мпе4,2, 0,001 5іс1,5, 0,020: АїкоО,9, 00011, 0,0015Мох0,3, 0,001-Ті50,040, 0,0003:8:0,004, 0,001-М6-:0,060, 0,001-М:0,009, 0,0005«55:0,003, 0,001 РО, 020, необов'язково 0,0001«Сах0о,003, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки; де мікроструктура складається в основній частині зазначеної підданої загартуванню під пресом сталевої деталі при вираженні в частках поверхні з: щонайменше 50 95 мартенситу, який зазнав перерозподілу вуглецю, менш ніж 30 95 фериту, - щонайменше, 2 95 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, більших ніж 60 нм, становить менше ніж 107"/мма, і найбільше 5 95 свіжого мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить щонайменше 0,5 95.
В загальному випадку залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мп 95, де Мп 95 позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
Переважно композиція сталі є такою, що АЇ » 0,3 мас. 905.
Відповідно до одного варіанта здійснення на піддану загартуванню під пресом сталеву деталь наносять металеве покриття.
Наприклад, зазначене металеве покриття є покриттям із сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву.
У ще одному прикладі згадане металеве покриття є покриттям зі сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву.
Піддана загартуванню під пресом сталева деталь в загальному випадку характеризується границею плинності на розтяг, яка становить щонайменше 1000 МПа, границею міцності на розтяг, в межах від 1300 до 1600 МПа, деформацією руйнування в плоскому деформованому стані, яка перевищує 0,50, і кутом згину, який перевищує 602.
Згідно з одним варіантом здійснення піддана загартуванню під пресом сталева деталь включає щонайменше одну першу гарячодеформовану зону, яка характеризується еквівалентною деформацією єь, яка складає більш ніж 0,15, і щонайменше одну другу зону, яка зазнала дії того самого циклу охолодження при загартуванні під пресом, що і перша гарячодеформована зона, де еквівалентна деформація єь не перевищує 0,05.
У загальному випадку відмінність у твердості між зазначеною другою зоною і зазначеною першою гарячодеформованою зоною перевищує 15 НМІ1.
У загальному випадку середня ширина мартенситної рейки в зазначеній першій гарячодеформованій зоні зменшується на більш ніж 15 95 у зіставленні із середньою шириною мартенситної рейки в зазначеній другій зоні.
Переважно частка мартенситної рейки, яка має ширину, що становить менш ніж 0,8 мкм, є щонайменше на 35 95 більшою у високодеформованих зонах, ніж у низькодеформованих зонах.
У загальному випадку піддана загартуванню під пресом сталева деталь має товщину, в межах від 0,7 до 5 мм.
Відповідно до одного варіанта здійснення рівень вмісту Мп не перевищує 4,0 мас. 95.
Рівень вмісту Мо переважно становить щонайменше 0,05 мас. 95.
Зо В одному варіанті здійснення рівень вмісту В є меншим або рівним 0,0015 мас. 95.
В одному варіанті здійснення композиція є такою, що АЇ 2 0,15 мас. 9б і Ті « 3,42-М.
У ще одному варіанті здійснення композиція є такою, що АЇ « 0,15 мас. 9о, а Ті » 3,42-М. В даному варіанті здійснення композиція переважно є такою, що Ті « 8-М.
Переважно рівень вмісту МЬ є великим або рівним 0,010 мас. 95.
Переважно рівень вмісту азоту не перевищує 0,007 мас. 90.
Винахід, крім того, відноситься до способу виготовлення підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, який включає наступні послідовні стадії: - одержання листової сталі, відповідної винаходу або виробленої з використанням способу, відповідного винаходу, - різання зазначеної листової сталі згідно з попередньо визначеним профілем для одержання сталевої заготовки, - нагрівання сталевої заготовки до температури Тл, встановленої в межах від 800 до 950 ес, і витримування сталевої заготовки при зазначеній температурі Тт протягом часу витримування
Їм, від 60 до 600 с, для одержання нагрітої сталевої заготовки, яка має структуру, яка містить від 70 до 100 95 аустеніту, - переведення нагрітої заготовки у формувальний прес, - гаряче формування нагрітої заготовки у формувальному пресі для одержання формованої деталі, - охолодження формованою деталі до температури припинення охолодження Тс, встановленої в межах від кімнатною температурою до М5 - 100 2б, - повторне нагрівання формованої деталі від температури припинення охолодження Тс до температури подальшої обробки Трет, встановленої в межах від 350 до 550 "С, і витримування формованої деталі при зазначеній температурі подальшої обробки ТрРт протягом часу витримування ірт від 10 до 600 с, - охолодження формованої деталі до кімнатної температури для одержання підданої загартуванню під пресом сталевої деталі.
У загальному випадку піддана загартуванню під пресом сталева деталь має товщину, в межах від 0,7 до 5 мм.
Винахід, крім того, належить до підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки для виготовлення підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі, при цьому піддана лазерному зварюванню сталева заготовка включає: - першу сталеву заготовку, вироблену шляхом різання листової сталі, яка відповідає винаходу і має металеве попереднє покриття на кожній з двох своїх основних лицьових поверхонь, при цьому металеве попереднє покриття є попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, - другу сталеву заготовку, яка характеризується композицією, що містить від 0,065 до 0,38 мас. 96 вуглецю, при цьому на зазначену другу сталеву заготовку попередньо наносять попереднє покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, і - з'єднання першої заготовки з другою сталевою заготовкою у вигляді зварного шва, одержаного шляхом лазерного зварювання, причому попередні покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву для першої сталевої заготовки і другої сталевої заготовки безпосередньо покривають сусідню область зварного шва, одержаного шляхом лазерного зварювання, на щонайменше одній стороні першої і другої сталевих заготовок.
У ще одному варіанті здійснення другу сталеву заготовку виготовляють зі сталі, яка характеризується хімічним складом, що містить, при вираженні в масових відсотках: 0,04-0-0,38, 0,055 Мпх4,2, 0001-5515 1,5, 0,005:АО0,9, 000152, Мох0,65, Міх2, 000102,
МЬ-0,1, 8-0,010, 0000055 М50,01096, 0,000155:0,05, 0,0001-РО,1, МУ-0,30, СасО0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
Переважно композиція сталі є такою, що С20,065 мас. 90.
Винахід також відноситься до способу виготовлення підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки, який включає: - одержання першої листової сталі, яка відповідає винаходу і включає металеве попереднє покриття на кожній з двох її основних лицьових поверхонь, при цьому металеве попереднє покриття є попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, - різання першої листової сталі відповідно до наперед визначеного профілю для одержання першої сталевої заготовки, - одержання другої сталевої заготовки, яка характеризується композицією, що містить від 0,065 до 0,38 мас. 96 вуглецю, з попередньо нанесеним попереднім покриттям з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, - без видалення всього попереднього покриття на щонайменше одній стороні першої і другої сталевих заготовок лазерне зварювання першої сталевої заготовки з другою сталевою заготовкою для одержання підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки.
У ще одному варіанті здійснення другу сталеву заготовку виготовляють зі сталі, яка характеризується хімічним складом, що містить, при вираженні в масових відсотках: 0,04-0-0,38, 0,055 Мпх4,2, 0001-5515 1,5, 0,005:АО0,9, 000152, Мох0,65, Міх2, 000102,
МЬ-0,1, В-0,010, 0,0005-М:0,010, 0,000155:0,05, 000015 Ре01, М/к0,30, СакО,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки. Переважно композиція сталі є такою, що С2»0,065 мас. 9о.
Винахід, крім того, стосується підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі, яка включає першу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь, другу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь і з'єднання першої підданої загартуванню під пресом сталевої деталі з другою підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю у вигляді зварного шва, підданого загартуванню під пресом і одержаного шляхом лазерного зварювання, причому перша піддана загартуванню під пресом сталева деталь є деталлю, відповідною винаходу, при цьому на деталь наносять металеве покриття, зазначене металеве покриття є покриттям із сплавів на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, друга піддана загартуванню під пресом сталева деталь має склад, який містить від 0,04 до 0,38 мас. 90 вуглецю, при цьому на зазначену другу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь наносять покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, причому зазначений підданий загартуванню під пресом і одержаний шляхом лазерного зварювання зварний шов має структуру, яка містить, щонайбільше, 15 95 фериту, і в якому щонайменше одній стороні першої і другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей товщина покриття в зоні термічного впливу є тією самою, що і товщина покриття на решті частини першої і другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей.
Переважно друга піддана загартуванню під пресом сталева деталь має склад, який містить 60 від 0,065 до 0,38 мас. 95 вуглецю.
У ще одному варіанті здійснення другу піддану загартуванню сталеву деталь виготовляють зі сталі, яка характеризується хімічним складом, що містить, при вираженні в масових відсотках: 0,04-0-0,38, 0,055 Мпх4,2, 0001-5515 1,5, 0,005:АО0,9, 000152, Мох0,65, Міх2, 000102,
МЬ-0,1, Вх0,010, 0,00055М-0,010, 0,000155:50,05, 0 0001-РО01, М/0,30, СасО0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки. Переважно рівень вмісту С становить щонайменше 0,065 мас. Фо.
Винахід належить до способу виготовлення підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі, який включає наступні послідовні стадії: - одержання підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки, відповідної винаходу або виробленої з використанням способу, відповідного винаходу, - нагрівання підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки до температури Тт, встановленої в межах від 800 до 950 С, і витримування підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки при зазначеній температурі Тт протягом часу витримування їтп від 60 с і 600 с, для одержання нагрітої і підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки, яка має структуру, що містить від 70 до 100 9о аустеніту, - перекладання нагрітої і підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки у формувальний прес, - гаряче формування нагрітої і підданої лазерному зварюванню заготовки у формувальному пресі для одержання формованої і підданої лазерному зварюванню деталі, - охолодження формованої і підданої лазерному зварюванню деталі до температури припинення охолодження Тс, встановленої в межах від кімнатної температури до М5 - 100 20, - повторне нагрівання формованої і підданої лазерному зварюванню деталі від температури припинення охолодження Тс до температури подальшої обробки Трет, встановленої в межах від 350 до 550 "С, і витримування формованої і підданої лазерному зварюванню деталі при зазначеній температурі подальшої обробки Тет протягом часу витримування івет від 10 до 600 с, - охолодження формованої і підданої лазерному зварюванню деталі до кімнатної температури для одержання підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі.
Винахід належить до одержаного з використанням контактного точкового зварювання
Зо опором зварного шва між щонайменше першою і другою сталевими деталями, в якому перша сталева деталь є підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю, відповідною винаходу, при цьому зазначений одержаний з використанням контактного точкового зварювання опором зварний шов характеризується альфа-числом, яке становить щонайменше 50 данН/мму, і часткою пробочного шва, яка становить щонайменше 0,70.
Наприклад, друга сталева деталь також є підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю, відповідною винаходу.
Переважно перша сталева деталь має склад, такий, що А! » 0,3 мас. 95, і різниця між твердістю за Віккерсом для сталі основи першої сталевої деталі і мінімальним значенням твердості за Віккерсом в зоні термічного впливу не перевищує 25 95 від твердості за Вікксерсом для сталі основи першої підданої загартуванню під пресом сталевої деталі.
Винахід, крім того, стосується зварної конструкції, яка включає першу сталеву деталь і другу сталеву деталь, зварені одна з одною з використанням контактного точкового зварювання опором, при цьому зварна конструкція включає щонайменше одне з'єднання першої сталевої деталі з другою сталевою деталлю у вигляді зварного шва, одержаного з використанням контактного точкового зварювання, в якій перша сталева деталь є підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю, відповідною винаходу, другу сталеву деталь виготовляють із сталі, яка характеризується хімічним складом, що містить, при вираженні у масових відсотках: 0,04-0-0,38, 0,055 Мпх4,2, 0001-5515 1,5, 0,005:АО0,9, 000152, Мох0,65, Міх2, 000102,
МЬ-0,1, 8-0,010, 0,00055М-0,010, 0000155: 0,05, 000015 РО1, МУ-0,30, Са 0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки, причому зазначений або кожен одержаний з використанням контактного точкового зварювання опором зварний шов характеризується альфа-числом, яке становить щонайменше 50 данН/мм?7, і часткою пробочною шва, яка становить щонайменше 0,70.
Переважно друга сталева деталь має склад, такий, що С » 0,065 мас. 95.
Переважно перша сталева деталь має склад, такий, що А! » 0,3 мас. 95, і різниця між твердістю за Віккерсом для сталі основи першої сталевої деталі і мінімальним значенням твердості за Віккерсом в зоні термічного впливу не перевищує 25 95 від твердості за Вікксерсом для сталі основи першої підданої загартуванню під пресом деталі.
Друга сталева деталь характеризується, наприклад, композицією, відповідною винаходу. 60 Наприклад, друга сталева деталь має склад, такий, що АЇ » 0,3 мас. 95.
У загальному випадку друга сталева деталь є підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю.
Винахід належить до зварної конструкції, яка включає першу сталеву деталь і другу сталеву деталь, зварені одна з одною з використанням контактного точкового зварювання опором, при цьому зварна конструкція включає щонайменше одне з'єднання першої сталевої деталі з другою сталевою деталлю у вигляді зварного шва, одержаного з використанням контактного точкового зварювання, в якій перша сталева деталь є підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю, відповідною винаходу, а друга сталева деталь є підданою загартуванню під пресом деталлю або холодноштампованою або холодноформованою сталевою деталлю, яка характеризується границею міцності на розтяг, яка не перевищує 2100 МПа.
Переважно друга сталева деталь характеризується рівнем вмісту С, не перевищує 0,38 мас.
Фо, і рівнем вмісту Мп, який не перевищує 4,2 мас. 95.
Винахід належить до використання підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, яка відповідає будь-якому варіанту здійснення винаходу або виробленої з використанням способу, відповідного винаходу, при виготовленні деталі для перешкоджання проникненню або деталі для поглинання енергії в механічному транспортному засобі.
Тепер винахід буде описуватися більш докладно, але без накладання обмежень, з урахуванням доданої фігури, яка ілюструє мікроструктуру підданої загартуванню під пресом деталі, відповідної винаходу.
Листову сталь і піддану загартуванню під пресом сталеву деталь виготовляють зі сталі, яка характеризується специфічною композицією, при цьому елементи виражаються у рівнях масового процентного вмісту: - 015:0-0,22: рівень вмісту вуглецю має становити не менше ніж 0,15, для одержання задовільних границі плинності на розтяг і границі міцності на розтяг після загартування під пресом. Однак, у разі перевищення рівнем вмісту вуглецю значення в 0,22 зменшиться гнучкість і в'язкість металу зварного шва. - 3,5: Мпх4,2: рівень вмісту марганцю має перевищувати 3,5 для одержання достатньої загартованості, для одержання структури, яка характеризується достатньою частковою концентрацією мартенситу після загартування під пресом. На додаток до цього, нижче 3,5 Мп
Зо при зварюванні в зоні термічного впливу буде формуватися надмірно висока часткова концентрація фериту, що в результаті призведе до одержання недостатньої твердості зони термічного впливу і локалізації руйнування в цій зоні, що стимулює виникнення низької пластичності. Однак, рівень вмісту Мп, який перевищує 4,2, збільшує ризик формування ліквацій, які мають мікроструктури, які відносяться до смугастого типу, що пов'язано зі зменшенням пластичності. На додаток до цього, рівень вмісту Мп, який перевищує 4,2 95, буде погіршувати зварюваність, особливо, зменшувати характеристики на розтяг для зварних швів, одержаних з використанням контактного точкового зварювання опором.
Переважно рівень вмісту Мп не перевищує 4,0 для досягнення ще більш високої зварюваності. - 0,001551-1,5: кремній дає свій внесок у розкислення сталі на ступені рідини і може давати свій внесок в загартування після гарячого формування. Однак, у разі рівня вмісту 5і, який перевищує 1,5, буде недостатньою в'язкість листової сталі після гарячої прокатки і/або до холодної прокатки. На додаток до цього, такий високий рівень вмісту 5і може стимулювати утворення поверхневих оксидів, які запобігають зчепленню покриття при виготовленні листових сталей з нанесеними металевими покриттями. Зменшення кількості Зі до надзвичайно низького значення, яке не перевищує 0,001, було б дорогим і неефективним з урахуванням тих властивостей, одержання яких домагаються. - 0,020: Аїк0,9: у разі додавання алюмінію у кількості, яка становить не менше ніж 0,020, він буде дуже ефективним розкислювачем в рідкому стані. Переважно рівень вмісту АІ перевищує 0,3. Особливо, у разі одержання підданої загартуванню під пресом деталі з листової сталі з попередньо нанесеним попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на основі алюмінію або алюмінієвого сплаву легування цього попереднього покриття в загальному випадку буде проведено до гарячого формування. Це легування вимагає використання температури нагрівання до гарячого пресування, встановленої в межах від 800 до 950 С. Внаслідок додавання щонайменше 0,3 АЇ температура нагрівання, встановлена в межах від 800 до 950 г, буде призводити при нагріванні до одержання бажаної структури, яка містить щонайменше 70 95 аустеніту, однак, без стимулювання надмірно істотного укрупнення аустенітних зерен. - 0,00ї1-Стс1: хром може бути доданий для уповільнення розчинення карбідів і стабілізування залишкового аустеніту. Припустимим є максимум у вигляді 1 хрому: вище даного 60 рівня вмісту Ст запобігає розчиненню карбідів, які утворилися на більш ранній стадії.
Зменшення кількості Ст до надзвичайно низького значення, яке не перевищує 0,001, було б коштовним і неефективним з урахуванням тих властивостей, одержання яких домагаються. - 0001-Мо«0,3: молібден дає свій внесок у досягнення хорошої зварюваності, збільшує в'язкість гарячекатаної листової сталі і, таким чином, покращує перероблюваність гарячекатаної листової сталі. Мо також зменшує мікроліквацію марганцю під час розливання. Крім цього, Мо збільшує границю міцності на розтяг і кут згину підданої загартуванню під пресом деталі. З метою одержання цих ефектів рівень вмісту Мо переважно становить щонайменше 0,05. Однак, вище 0,3 додавання Мо є коштовним. До того ж, зменшення кількості Мо до надзвичайно низького значення, яке не перевищує 0,001, було б коштовним і неефективним з урахуванням тих властивостей, одержання яких домагаються. - 0,0003-8:0,004: при рівні вмісту бору, який становить щонайменше 0,0003, він збільшує границю міцності на розтяг і кут згину для підданої загартуванню під пресом деталі. На додаток до цього, В збільшує в'язкість гарячекатаної листової сталі і тому збільшує її перероблюваність.
Особливо, внаслідок В у складі сталі може бути присутнім аж до 1,5 5і при одночасному збереженні задовільної в'язкості гарячекатаної листової сталі. В також покращує зварюваність підданої загартуванню під пресом деталі. Проте, в цьому винаході В не додають у зв'язку з його роллю щодо загартованості, оскільки досягнення достатньої загартованості домагаються шляхом додавання щонайменше 3,5 Мп. На рівень вмісту В накладають обмеження значенням в 0,004, оскільки вище цього рівня вмісту ефект від нього насичується. На додаток до цього, рівень вмісту В переважно є меншим або рівним 0,0015 так, щоб обмежити утворення виділень борокарбидів під час нагрівання і витримування, які передують стадії пресування. - 0,001-Ті20,040: титан при високій температурі утворює виділення у формі нітридів. Таким чином, титан може бути доданий для стабільного зв'язування достатньої кількості азоту так, щоб азот не був би доступний або був би доступний лише у маленькій кількості з точки зору об'єднання з бором. Таким чином, бор є доступним для збільшення в'язкості листової гарячекатаної сталі і зварюваності, границі міцності на розтяг і кута згину підданої загартуванню під пресом деталі. Однак, у разі перевищення кількістю титану значення 0,040 виникне ризик утворення виділень титану на рідкому ступені під час вироблення сталі, що, таким чином, створить великі нітриди титану, які зменшують пластичність і гнучкість після загартування під
Зо пресом.
У разі вмісту композицією сталі щонайменше 0,15 АЇ, додавання Ті буде всього лише необов'язковим, оскільки АЇїЇ, як і Ті зв'язується з азотом. Однак, зменшення кількості Ті до надзвичайно низького значення, яке не перевищує 0,001, було б коштовним і неефективним з урахуванням тих властивостей, одержання яких домагаються. У даному варіанті здійснення рівень вмісту Ті становить, наприклад, менш ніж 3,42-М.
У разі вмісту композицією сталі менш ніж 0,15 АЇ Ті переважно будуть додавати при рівні вмісту, більшому або рівному 3,42-М, де М позначає рівень вмісту азоту у складі сталі.
Переважно рівень вмісту Ті не перевищує 8:М. - 0,001:МБ-:0,060: ніобій може бути присутнім як домішка при рівні вмісту, який становить щонайменше 0,001. До того ж, зменшення кількості МО до надзвичайно низького значення, яке не перевищує 0,001, було б коштовним і неефективним з урахуванням тих властивостей, одержання яких домагаються. У разі проведення спрямованого додавання МЬ його рівень вмісту переважно складе щонайменше 0,010. При об'єднанні з вуглецем і/або азотом ніобій формує дрібні карбонітриди ніобію МБ(СМ). Рівень вмісту МО, який становить не менше ніж 0,010, уможливлює одержання таких виділень, які подрібнюють розмір аустенітного зерна під час нагрівання, яке безпосередньо передує гарячому пресуванню. Це більш дрібне аустенітне зерно в результаті призводить до одержання структури більш дрібних рейок і збільшених пластичності і в'язкості. Однак, рівень вмісту, який перевищує 0,060, стимулює одержання більшої твердості гарячекатаного листа, що ускладнює проведення холодної прокатки. - 0,001-М-50,009: під час вироблення сталі коригують рівень вмісту азоту. При рівні вмісту азоту, який становить не менше ніж 0,001, він об'єднується з титаном і ніобієм з утворенням нітридів і карбонітридів, що накладає обмеження на укрупнення аустенітного зерна під час нагрівання, яке безпосередньо передує гарячому пресування, що, в свою чергу, подрібнює мартенситні рейки, одержані після гарячого пресування. Однак, рівень вмісту М, який перевищує 0,009, зменшує кут згину підданої загартуванню під пресом деталі і зменшує пластичність. Переважно рівень вмісту азоту не перевищує 0,007. - 0,0005:5:0,003: вище 0,003 створюються сульфіди, які зменшують гнучкість і пластичність підданої загартуванню під пресом деталі. Однак, рівень вмісту 5, який не перевищує 0,0005, потребує проведення коштовної десульфуризації без одержання значної вигоди. Таким чином, бо рівень вмісту 5 становить щонайменше 0,0005.
- 0001-Р-«0,020: у разі присутності фосфору у кількості, яка перевищує 0,020, він може зазнавати ліквації на границях аустенітних зерен і зменшувати в'язкість підданої загартуванню під пресом деталі. Однак, рівень вмісту Р, який не перевищує 0,001 95, потребує проведення коштовної обробки на рідкому ступені без одержання значної вигоди відносно механічних властивостей підданої загартуванню під пресом деталі. Таким чином, рівень вмісту Р становить щонайменше 0,001. - 0,0001«Са«0,003: як необов'язковий елемент в композицію сталі може бути доданий кальцій. У разі додавання Са при рівні вмісту, який перевищує 0,0001, він буде об'єднуватися з сіркою і киснем, що, таким чином, створить оксисульфіди, які не дають несприятливого впливу на пластичність, як і у випадку подовжених сульфідів марганцю. Крім того, ці оксисульфіди виконують функцію зародкоутворювачів для утворення дрібних виділень (Ті, МБ)(С, М). Цей ефект насичується при рівні вмісту Са, який перевищує 0,003.
Решту композиції являють собою залізо і неминучі домішки. З цього погляду нікель, мідь і ванадій розглядаються як залишкові елементи, які являють собою неминучі домішки. Тому їх рівні вмісту складають, щонайбільше, 0,05 Мі, щонайбільше, 0,03 Си і щонайбільше, 0,007 М.
Згідно з винаходом піддану загартуванню під пресом деталь одержують з листової сталі, яка характеризується вищезазначеною композицією і специфічною мікроструктурою.
Листова сталь, відповідна винаходу, має товщину в межах від 0,7 до 5 мм.
Листова сталь може бути гарячекатаною або холоднокатаною листовою сталлю в залежності від бажаної товщини кінцевої деталі.
Наприклад, гарячекатані листові сталі, відповідні винаходу, мають товщину в межах від 1,5 до 5 мм, а листові холоднокатані сталі мають товщину в діапазоні від 0,7 до 2,5 мм.
В одному конкретному варіанті здійснення, особливо, за бажаності виробництва підданої загартуванню під пресом деталі, яка характеризується більшим зменшенням маси, листова сталь винаходу матиме товщину, яка є не однорідною, а яка варіюється. Різниця у товщині між найбільш товстою ділянкою сталі і найбільш тонкою ділянкою може досягати 50 95 товщини найбільш товстої ділянки.
Зокрема, листи, які мають неоднорідну товщину, можуть бути вироблені шляхом безперервної рухомої прокатки, тобто, з використанням способу, в якому товщина листа,
Зо одержана після прокатки, є змінною в напрямку прокатки, і визначається виходячи із співвідношення з навантаженням, яке було прикладене з використанням роликів до листа під час способу прокатки.
До того ж до цього, листова сталь, відповідна винаходу, може бути відпаленою листовою сталлю. Особливо, у разі нанесення на листову сталь покриття при нанесенні покриття шляхом занурення у розплав у ванні листовою сталлю буде відпалена листова сталь відповідно до більш докладного розкриттям винаходу, наведеного нижче. На додаток до цього, у разі холодної прокатки листової сталі відпал переважно будуть проводити після холодної прокатки, буде чи ні нанесене на лист покриття шляхом занурення у розплав.
Мікроструктура листової сталі, яка відповідає винаходу, залежить від того, чи буде листова сталь відпаленою листовою сталлю, або ж листова сталь не буде піддана відпалу після гарячої прокатки (у разі листової сталі у вигляді листової гарячекатаної сталі) або після холодної прокатки (у разі листової сталі у вигляді холоднокатаної листової сталі).
Однак, у будь-якому випадку листова сталь (тобто, чи буде вона відпаленою або невідпаленою листовою сталлю) має мікроструктуру, яка складається при вираженні в частках поверхні 3: менш ніж 50 95 фериту, між 1 95 ії 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, більших ніж 60 нм, не перевищує 107/мм2, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мп 95, де Мп 95 позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
Під терміном "частинки цементиту, більші 60 нм" необхідно розуміти те, що частинки цементиту, які розглядаються, мають більший розмір, який перевищує 60 нм.
Мікроструктура листової сталі містить від їдо 205905 аустеніту, який при кімнатній температурі є залишковим аустенітом. Залишковий аустеніт є збагаченим на марганець, при цьому середній рівень вмісту Мп у залишковому аустеніті є більшим або рівним 1,1 " Мп 95, де
Мп 95 позначає рівень вмісту Мп у складі сталі. Це збагачення на Мп стабілізує залишковий аустеніт.
Мікроструктура листової сталі може містити ферит, при цьому поверхнева часткова концентрація фериту перевищує 50 95. В одному варіанті здійснення мікроструктура листової сталі не містить фериту.
Додатковий компонент мікроструктури листової сталі складається з бейніту і/або мартенситу, який становить решту мікроструктури. Більш конкретно, цей додатковий компонент може складатися з мартенситу або може складатися з мартенситу і бейніту.
Особливо, внаслідок високого рівня вмісту Мп у складі сталі при охолодженні від температур, більших ніж Ае1, утворюється мартенсит без виникнення необхідності у високій швидкості охолодження для цього.
Мікроструктура листової сталі може містити цементит. Однак, поверхнева щільність частинок цементиту, які мають більший розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 1077/мм-.
Поверхневі часткові концентрації аустеніту, мартенситу, фериту і поверхневу щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, визначають з використанням наступного методу: від листової сталі відрізають зразок, який піддають поліруванню і витравлюють з використанням реагенту, самого по собі відомого, так, щоб виявити мікроструктуру. Після цього розглядають поперечний переріз з використанням оптичного або сканувального електронного мікроскопа. Визначення часткової поверхневої концентрації кожної складової частини (мартенситу, фериту, аустеніту і цементиту) проводять шляхом аналізу зображень з використанням методу, самого по собі відомого.
У першому варіанті здійснення листова сталь є гарячекатаною або холоднокатаною листовою сталлю, яку не піддавали відпалу після гарячої прокатки або холодної прокатки, дивлячись з того, що буде доречно, тобто, невідпаленою листовою сталлю. У цьому першому варіанті здійснення на листову сталь не наносять покриття шляхом занурення у розплав.
В цьому варіанті здійснення листова сталь має мікроструктуру, яка складається при вираженні у частках поверхні з: між 5 95 і 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 10'"/мм3, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу,
Зо при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мпо»о, де Мпоо позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
У другому варіанті здійснення листова сталь є відпаленою листовою сталлю, яка може бути гарячекатаною і відпаленою листовою сталлю або холоднокатаною і відпаленою листовою сталлю. Відпалена листова сталь, відповідна цьому варіанту здійснення є, наприклад, листовою 35 сталлю з нанесеним попереднім покриттям або без нанесеного покриття.
В цьому другому варіанті здійснення листова сталь має мікроструктуру, яка складається при вираженні в частках поверхні з: менш ніж 50 95 фериту, між 1 95 ії 20 96 залишкового аустеніту, 40 цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 10'"/мм3, додаткового компонента, який складається з мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мпо»о, де Мпоо позначає рівень вмісту Мп в складі сталі. 45 В цьому варіанті здійснення структура може не містити фериту в залежності від умов відпалу відповідно до більш докладного роз'яснення винаходу, наведеному нижче.
На листову сталь, описану вище, може бути не нанесено покриття, або необов'язково може бути попередньо нанесено металеве попереднє покриття. Металеве попереднє покриття може бути утворено з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву. Металеве 50 попереднє покриття також може бути утворено і з цинку, сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву.
У подальшому викладенні сплав на основі алюмінію (або цинку) є сплавом, в якому АЇ (або 2п) являє собою основний елемент у попередньому покритті при вираженні в рівнях масового процентного вмісту, а алюмінієвий (або цинковий) сплав є сплавом, в якому рівень масового 55 вмісту АЇ (або 7п) у попередньому покритті перевищує 50 95.
У разі нанесення на листову сталь попереднього покриття воно переважно буде включати зневуглецьовану область на поверхні кожної з двох своїх основних поверхонь під попереднім покриттям, при цьому глибина ро»; цієї зневуглецьованої області встановлена в межах від б до мкм, причому рзох являє собою глибину, на якій рівень вмісту вуглецю становить 50 95 від бо рівня вмісту С у складі сталі.
Крім того, листова сталь переважно не має шару оксиду заліза на поверхні розділу між основними поверхнями і металевим попереднім покриттям.
Тепер буде описуватися мікроструктура підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, відповідної винаходу.
Даний опис мікроструктури належить до основної частини підданої загартуванню під пресом сталевої деталі, що означає те, що в цілях досягнення бажаних механічних властивостей ця мікроструктура присутня на щонайменше 95 95 від об'єму підданої загартуванню під пресом сталевої деталі. Згідно з наданим нижче роз'ясненням винаходу внаслідок того, що деталь може бути зварена до загартування під пресом, тобто, ще до того, як мікроструктура зварного шва може бути відмінною від тієї, яка має місце в об'ємі підданої загартуванню під пресом деталі, або внаслідок змін мікроструктури, які можуть являти собою результат більш інтенсивної локальної деформації на стадії пресування, мікроструктура може бути локально різною в деяких зонах деталі, що, однак, не перевищує 5 95 від об'єму цієї деталі.
Таким чином, основна частина підданої загартуванню під пресом деталі має мікроструктуру, яка складається при вираженні в частках поверхні з: - щонайменше 50 95 мартенситу, який зазнав перерозподілу вуглецю, - менш ніж 30 95 фериту, - щонайменше, 2 95 залишкового аустеніту, - цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 107/мм3, найбільше, 5 95 свіжого мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить щонайменше 0,5 95.
Ці поверхневі часткові концентрації і щільність визначають з використанням наступного методу: від підданої загартуванню під пресом деталі відрізають зразок, який піддають поліруванню і витравляюють з використанням реагенту, самого по собі відомого, так, щоб виявити мікроструктуру. Після цього розглядають поперечний переріз з використанням оптичного або сканувального електронного мікроскопа. Визначення часткової поверхневої концентрації кожної складової частини (підданому перерозподілу вуглецю у мартенситі, свіжому
Зо мартенситі, фериті і аустеніті) і визначення поверхневої щільності частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, проводять шляхом аналізу зображень з використанням методу, самого по собі відомого. Часткову концентрацію залишкового аустеніту, наприклад, визначають з використанням рентгеноструктурного аналізу (РСА).
Підданий перерозподілу вуглецю мартенсит присутній у вигляді дрібних подовжених рейок, орієнтованих в границях колишніх аустенітних зерен. Підданий перерозподілу вуглецю мартенсит створюють при охолодженні нижче температури перетворення М5 після гарячого формування і наступного нагрівання і витримування при температурі подальшої обробки Трет в межах від 350 до 550 26.
Підданий перерозподілу вуглецю мартенсит характеризується середнім рівнем вмісту С, який строго менший, ніж номінальний рівень вмісту С в сталі. Такий низький рівень вмісту С являє собою результат перерозподілу вуглецю з мартенситу, створеного при загартуванні нижче температури М5 сталі, до аустеніту під час витримування при температурі подальшої обробки Трет від 350 до 550 ес.
В структурі може бути присутнім і свіжий мартенсит. Зокрема, свіжий мартенсит може формуватися при охолодженні формованої деталі від температури подальшої обробки Трт до кімнатної температури. Однак, внаслідок високої стабілізації аустеніту під впливом С і у загальному випадку Мп поверхнева часткова концентрація свіжого мартенситу, сформованого при охолодженні, залишається такою, що не перевищує 5 95.
Підданий перерозподілу вуглецю мартенсит можна відрізнити від свіжого мартенситу на поперечному перерізі, підданому поліруванню і травленню з використанням реагенту, відомого самого по собі, наприклад, реагенту ніталю, згідно спостереження з використанням сканувальної електронної мікроскопії (СЕМ) і дифракції назад-розсіяних електронів (ДНРЕ).
Мікроструктура підданої загартуванню під пресом деталі містить щонайменше 2 95 аустеніту, яким при кімнатній температурі є залишковий аустеніт. Залишковий аустеніт є збагаченим на вуглець, при цьому це збагачення являє собою результат перерозподілу вуглецю з мартенситу, утвореного нижче М5, на аустеніт під час витримування при температурі подальшої обробки Тет від 350 до 550 С.
Зокрема, залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить щонайменше 0,5 95. Це збагачення на С стабілізує залишковий аустеніт.
Рівень вмісту у залишковому аустеніті, наприклад, визначають шляхом визначення часткової концентрації залишкового аустеніту і параметрів кристалічної решітки з використанням рентгеноструктурного аналізу (РСА) із застосуванням рітвельдівського уточнення (Ківїмеїйа, Н., "А ргойе геїпетепі теїтоа ог писієаг апа тадпеїйс вігисіигев", доитаї ої арріїеєд СтувіаПодгарну, 2(2), 65-71, 1969). Після цього рівень вмісту С у залишковому аустеніті визначають з використанням формул Дайсона і Холмса (0. 9. бузоп, апа В. Ноїте5: "ЕМПесі ої аоуїпд адайіоп5 оп Ше Іанісе рагатеїег айзіепійе", дошиттаї ої Ше гоп апа 51їееєї! Іпвійше, 1970, 208, 469-474).
Залишковий аустеніт також є у загальному випадку збагаченим на марганець і стабілізованим під впливом цього елемента.
Зокрема, залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, в загальному випадку великим або рівним 1,1-Мпо», де Мп позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
У разі присутності залишкового аустеніту з поверхневою частковою концентрацією, яка становить щонайменше 2 95, він буде давати свій внесок у збільшення пластичності, зокрема, кут згину і деформацію руйнування.
Мікроструктура деталей також може містити ферит. Однак, така м'яка і пластична складова частина не дає можливості досягнення високої границі міцності на розтяг. Таким чином, оскільки одна мета винаходу полягає у виготовленні підданої загартуванню під пресом деталі, яка характеризується границею міцності на розтяг, встановленою в межах від 1300 до 1600 МПа, поверхнева часткова концентрація фериту не немає перевищувати 30 95, в іншому випадку бажана міцність не могла б бути одержана.
Феритні зерна у разі присутності таких переважно матимуть середній розмір, який становить, щонайбільше, 1,5 мкм. Цей середній розмір феритних зерен дає свій внесок у досягнення границі плинності на розтяг, яка становить щонайменше 1000 МПа.
Оскільки піддана загартуванню під пресом деталь має демонструвати високі характеристики гнучкості, як це було встановлено, з цією метою переважно необхідно контролювати середній розмір нітридів титану. Середній розмір ТІМ може бути визначений відповідно до спостережень з використанням сканувальної або просвічувальної електронної мікроскопії. Більш конкретно, як це було визначено, на середній розмір ТІМ переважно необхідно накладати обмеження у зовнішніх зонах поблизу від поверхні підданої загартуванню під пресом деталі, які є найбільш деформованими зонами під час згинання. Ці зони укладені в межах від однією четвертою товщини деталі і най ближньою поверхнею деталі. У разі середнього розміру ТіМ, який перевищує 2 мкм, буде ініціюватися пошкодження на границях між нітридами титану, які характеризуються прямокутним профілем, і матрицею, а кут згинання може не перевищувати бог.
У цих зовнішніх зонах також має місце ризик того, що ініціювання пошкодження являє собою результат присутності подовжених сульфідів: ці складові частини можуть бути присутніми у разі наявності досить високого рівня вмісту сірки з точки зору об'єднання в основному з марганцем у формі великих виділень. Внаслідок їх високої здатності до зміни форми при підвищених температурах вони легко подовжуються в результаті гарячої прокатки і під час гарячого деформування при загартуванні під пресом. Таким чином, у разі середньої довжини сульфідів, яка перевищує 120 мкм, у зовнішніх зонах (тобто, від однієї четвертої товщини до най близької поверхні) деформація руйнування може не перевищувати 0,50 внаслідок ініціювання пластичності на цих сульфідах.
На цю піддану загартуванню під пресом деталь може бути не нанесене покриття або додатково може бути нанесене покриття. Покриття може бути утворене зі сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву. Покриття також може бути утворено і зі сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву.
В одному конкретному варіанті здійснення піддана загартуванню під пресом деталь винаходу має товщину, яка є не однорідною, а яка варіюється. Різниця по товщині між найбільш товстою ділянкою деталі і найбільш тонкою ділянкою може досягати 50 95 від товщини найбільш товстої ділянки.
Таким чином, можливими є досягнення бажаного рівня механічної опірності у зонах, які найбільшою мірою піддаються впливу зовнішніх напружень, і економія маси в інших зонах підданої загартуванню під пресом деталі, що, такий спосіб, дає свій внесок у зменшення маси транспортного засобу. Зокрема, деталі, які мають неоднорідну товщину, можуть бути зроблені з листів, які мають змінну товщину і виготовлені шляхом безперервної рухомої прокатки. Таким чином, у межах умов винаходу уможливлюється вигідне виготовлення деталей транспортних засобів, які мають змінну товщину, таких як-от передні або задні обв'язувальні балки даху, бо поперечки сидінь, тунельні арки, стійки, поперечки приладових панелей або дверні кільця.
Таку піддану загартуванню під пресом деталь, яка має змінну товщину, особливо, виробляють з листової сталі, відповідної винаходу і яка має змінну товщину.
Тепер буде роз'яснений спосіб виготовлення листової сталі і підданої загартуванню під пресом деталі.
Забезпечується сталевий напівфабрикат у формі відлитого сляба або злитка, здатних піддаватися подальшій гарячій прокатці, які характеризуються описаною вище композицією сталі. Товщина напівфабрикату зазвичай становить від 50 до 250 мм.
Цей напівфабрикат піддають нагріванню до температури, переважно від 1200 до 1300 ес, гарячій прокатці для одержання гарячекатаної листової сталі і змотуванні в рулон при температурі ТСої.
Температура змотування в рулон Тсої не має перевищувати 550 С, у іншому випадку має місце надмірне істотне утворення виділень карбонітридів ніобію, що індукує загартування і ускладнює проведення подальшої стадії холодної прокатки. У разі не перевищення величиною
Тсої значення в 5502С в листової сталі залишиться щонайменше 50 95 вільного ніобію. На додаток до цього, на температуру змотування в рулон накладають обмеження значенням 550 еб з метою обмеження внутрішнього селективного окиснювання.
Температура змотування в рулон переважно становить щонайменше 20 С, ще більш переважно щонайменше 350 2б.
Під час змотування в рулон марганець перерозподіляється на аустеніт, що збагачує і стабілізує аустеніт.
На цій ступені товщина гарячекатаної листової сталі може перебувати в типовому діапазоні 1,5-5 мм.
Листова гарячекатана сталь, одержана в такий спосіб, має мікроструктуру, яка складається при вираженні в частках поверхні з: між 5 95 і 20 до залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 1077/мм, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мпо»о, де Мпоо позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
На цій ступені гарячекатана листова сталь характеризується дуже високою роботою руйнування за Шарпі, яка в загальному випадку перевищує 60 Дж/см: при 25 2.
Для областей застосування, в яких бажана кінцева товщина знаходиться в межах цього діапазону, гарячекатані листові сталі можуть бути використані як для виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі згідно з наданим нижче описом винаходу або можуть бути піддані відпалу з нанесенням покриття з використанням способу, описаному нижче, за необхідності виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі з нанесеним покриттям.
Для областей застосування, в яких бажаною є зменшена товщина, особливо, в діапазоні 0,7-2,5 мм, гарячекатану листову сталь піддають декапіруванню за звичайних умов і, крім того, холодній прокатці.
В цілях одержання високої часткової концентрації рекристалізації під час подальшого відпалу ступінь обтискання при холодній прокатці зазвичай встановлений в межах від 30 95 до 80 об.
Ступінь обтискання при холодній прокатці визначають наступним чином: у разі позначення символом йо товщини листової сталі до холодної прокатки, а символом її товщини листової сталі після холодної прокатки ступінь обтиснення при прокатці буде мати вигляд: (Фо - 1)/о.
На цій ступені, тобто, безпосередньо після холодної прокатки, холоднокатана листова сталь має мікроструктуру, яка складається при вираженні в частках поверхні з: між 5 95 і 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 10'"/мм3, додаткового компонента, який складається з бейніту і мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мпо»о, де Мпоо позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
Переважно після гарячої прокатки і до холодної прокатки гарячекатану листову сталь піддають відпалу у камерній печі з метою зменшення твердості гарячекатаної листової сталі і тому покращення її придатності до прокатування в холодному стані і зменшення ризиків розтріскування крайок під час подальшої холодної прокатки.
Наприклад, гарячекатану листову сталь піддають відпалу у камерній печі при температурі відпалу в камерній печі Тнвд від 550 до 700 С, і витримують при цій температурі протягом часу відпалу в камерній печі Інвад від 1 до 20 год.
Слідом за цим, після гарячої прокатки (за необхідності виробництва гарячекатаної листової сталі з нанесеним попереднім покриттям) або після холодної прокатки катану листову сталь, тобто, гарячекатану або холоднокатану листову сталь, необов'язково піддають відпалу.
Відпал переважно будуть проводити, у разі катаної листової сталі у вигляді холоднокатаної листової сталі, після холодної прокатки. Дійсно, відпал проводять в такому випадку з метою досягнення рекристалізації зерен. Зокрема внаслідок цієї рекристалізації площинність листових сталей після відпалу є особливо хорошою, що уможливлює виробництво листів або заготовок, які можуть бути зварені з використанням лазерного зварювання. Дійсно, лазерне зварювання вимагає наявності заготовок, які характеризуються суворими допусками по площинності, в іншому випадку при зварюванні можуть виникати геометричні дефекти внаслідок наявності зазорів.
У разі катаної листової сталі у вигляді листової гарячекатаної сталі будь-якої такої рекристалізації не буде потрібно, і гарячекатану листову сталь розрізають для виробництва заготовки і піддають гарячому формуванню згідно з поданим нижче описом винаходу без проведення будь-якого відпалу.
Однак, у разі бажаності виробництва гарячекатаної або холоднокатаної листової сталі з нанесеним покриттям шляхом занурення у розплав у ванні гарячекатану або холоднокатану листову сталь в будь-якому випадку будуть піддавати відпалу після змотування в рулон при підготовці для нанесення покриття.
Іншими словами, відпал необов'язково проводять за необхідності виробництва гарячекатаної або холоднокатаної листової сталі без нанесеного покриття.
На противагу цьому, відпал незалежно від того, чи буде листова сталь гарячекатаною або холоднокатаною, будуть проводити в будь-якому випадку за необхідності виробництва листової сталі з нанесеним покриттям шляхом занурення у розплав.
У будь-якому випадку (тобто, незалежно від того, чи буде мати місце лист у вигляді гарячекатаного листа або ж холоднокатаного листа) відпал проводитимуть шляхом нагрівання
Зо листової сталі до температури відпалу Та, більшої або рівної 6502С, витримування листової сталі при температурі відпалу ТА протягом часу відпалу їд від ЗО до 600 с, після цього охолодження листової сталі з метою одержання відпаленої листової сталі, яка має структуру, що складається при вираженні в часках поверхні з: - менш ніж 50 95 фериту, - між 1 Фо і 20 965 залишкового аустеніту, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, більшим або рівним 1,1-Мпобо, - цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 107/мм-, причому додатковий компонент складається з мартенситу.
Листова сталь може бути охолоджена безпосередньо від температури відпалу Та до кімнатної температури або може бути піддана під час охолодження відпускної обробці, і/або на неї може бути нанесене покриття шляхом занурення у розплав у ванні, відповідно до більш детального роз'яснення винаходу, наведеному нижче.
Згідно з одним варіантом здійснення у разі листової сталі, яка є в загальному випадку холоднокатаною листовою сталлю, температура відпалу Ті буде більшою ніж АеЗ так, щоб домогтися досягнення повної рекристалізації АезЗ позначає температуру рівноважного перетворення, вище якої аустеніт є повністю стабільним.
В даному варіанті здійснення структура листової сталі після охолодження до кімнатної температури не містить ферит, але демонструє високу часткову концентрацію свіжого мартенситу, який характеризується високою твердістю.
Тому в цьому варіанті здійснення листову сталь переважно піддають відпускної обробці після відпалу для полегшення подальшого різання листів для одержання заготовки.
Відпускну обробку, наприклад, проводять після витримування при температурі відпалу Та і до необов'язкового нанесення покриття шляхом занурення у розплав.
Наприклад, цю відпускну обробку проводять шляхом охолодження листової сталі від температури відпалу ТА після витримування протягом часу відпалу її до температури від кімнатною температури і температурою Мз - 100 С, після цього повторного нагрівання листової сталі до температури відпускання ТІ від 350 до 5502С, і витримування при цій температурі протягом часу від 10 до 600 с. М5 позначає температуру, при якій при охолодженні починається 60 перетворення на мартенсит.
Слідом за цим після витримування при температурі відпускання ТІ або листову сталь охолоджують до кімнатної температури, або на неї наносять покриття шляхом занурення у розплав у ванні, а після цього її охолоджують до кімнатної температури відповідно до більш докладного опису винаходу, наведеному нижче.
Ще в одному варіанті здійснення у разі листової сталі, яка є гарячекатаною або холоднокатаною листовою сталлю, температура відпалу ТА буде встановлена в межах від 650 «б доАез, при цьому АеЗ позначає температуру рівноважного перетворення, вище якої аустеніт є повністю стабільним. Фахівці у відповідній галузі техніки знають те, як визначити АеЗ шляхом термодинамічного обчислення або з використанням випробувань, які включають нагрівання і ізотермічне витримування.
В цьому варіанті здійснення структура листової сталі при температурі відпалу Та і після витримування при температурі відпалу не є повністю аустенітною, але містить ферит.
Під час витримування при температурі відпалу Ті завершується перерозподіл марганцю в аустеніт.
В цьому варіанті здійснення після витримування при температурі відпалу Та листову сталь, наприклад, миттєво охолоджують до кімнатної температури або на неї наносять покриття шляхом занурення у розплав, а після цього її охолоджують до кімнатної температури відповідно до більш детального розкриття винаходу, наведеному нижче.
Дійсно, у разі температури відпалу Та, меншою ніж АеЗз, відпалена листова сталь, одержана в такий спосіб, буде мати структуру, яка містить ферит, так, що відпалена листова сталь може бути легше розрізана для виробництва заготовки після охолодження до кімнатної температури.
Однак, в разі необхідності в залежності від твердості сталі може бути проведена відпускна обробка, розкрита вище, для полегшення подальшого різання листа для одержання заготовки.
Після витримування при температурі відпалу Та, чи буде вона більшою чи меншою ніж Аез, і необов'язкової відпускної обробки подальші стадії способу залежать від типу листа, який має бути виготовлений: - за необхідності виробництва листової сталі без нанесеного покриття листову сталь охолоджувати від температури відпалу Ті або від температури відпускання Ті до кімнатної температури,
Зо - за необхідності виробництва листової сталі з нанесеним попереднім покриттям відпалену листову сталь охолоджувати від температури відпалу ТА або доводити від температури відпускання Ті, в залежності від того, що буде застосовано, (тобто, у разі нерівності температури відпускання і бажаної температури нанесення попереднього покриття) до температури нанесення попереднього покриття Трс, після цього на неї попередньо наносять металеве попереднє покриття при безперервному нанесенні покриття шляхом занурення у розплав у ванні, слідом за цим її охолоджують до кімнатної температури.
Температура нанесення попереднього покриття Трс є близькою до температури Тьт ванни для нанесення попереднього покриття для запобігання термічної дестабілізації ванни. З цієї причини температура нанесення попереднього покриття Трс переважно встановлена в межах від Тьт - 10 до Тьт-50 20.
У разі бажаного попереднього покриття, утвореного з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, на листову сталь будуть безперервно наносити покриття шляхом занурення у розплав у ванні при температурі в діапазоні приблизно 650-680 "С, при цьому точна температура залежить від композиції сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву. Одне переважно попереднє покриття утворено з АІ-5і, що одержують шляхом занурення листа в гарячий розплав у ванні, що містить при розрахунку на масу від 5 до 11 95 5і, від 2 до 4 95 Ге, необов'язково від 0,0015 до 0,0030 95 Са, при цьому залишок являють собою АЇ і домішки.
Після цього лист охолоджують до кімнатної температури. Як опція цей лист з нанесеним попереднім покриттям з АЇ, сплаву на основі АЇ або сплаву АЇ може бути підданий подальшій термічній обробці при температурі і протягом часу, обираних для одержання попереднього покриття, яке має щонайменше один інтерметалевий шар, який містить АЇ і залізо і необов'язково кремній і не містить ані АЇ у вільному вигляді, ані фази т5, який належить до типу
ЕезбігАІ 2, ані фази тб, яка належить до типу РегбігА|в.
У разі бажаного попереднього покриття, утвореного з цинку, сплави на цинковій основі або цинкового сплаву, на листову сталь будуть безперервно наносити покриття шляхом занурення у розплав у ванні при температурі, яка становить приблизно 460 С, при цьому точна температура залежить від композиції сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву.
Нанесення попереднього покриття може представляти собою безперервну гальванізацію або бо відпал і гальванізацію шляхом занурення у розплав, тобто, при включенні термічної обробки безпосередньо після гальванізації шляхом занурення у розплав при температурі приблизно 450-520 "С для одержання попереднього покриття, яке містить 7-11 мас. 96 Бе. Попереднє покриття, одержане шляхом гальванізації, зазвичай містить, мас. 90: 0,25-0,70 АЇ, 0,01-0,1 Еве, при цьому рештою є цинк і неминучі домішки, які є результатом переробки. Попереднє покриття, одержане шляхом відпалу і гальванізації, зазвичай містить, мас. 90: 0,15-0,4 АЇ, 6-15 Ее, при цьому рештою є цинк і неминучі домішки, які є результатом переробки.
Попереднє покриття може бути утворено з цинково-алюмінієво-магнієвого сплаву, який містить, мас. 9о: 1-15 АЇ, 0,5-5 Мао, 0,01-0,1 Ре, при цьому рештою є цинк і неминучі домішки, які є результатом переробки. Попереднє покриття також може бути утворене зі сплаву, який містить, мас. Фо: 4-6 АЇ, 0,01-0,1 Ре, при цьому рештою є цинк і неминучі домішки, які є результатом переробки.
Попереднє покриття також може бути утворено з алюмінієво-цинкового сплаву, який містить, мас. до: 40-45 п, 3-10 Ре і 1-3 5і, при цьому рештою є алюміній і неминучі домішки, які є результатом переробки.
Як опція спосіб нанесення металевого попереднього покриття може включати осадження двох шарів так, щоб металеве попереднє покриття було б утворено з шару алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву з нанесеним поверх нього шаром цинку, сплаву на цинковій основі або цинкового сплаву. Цей шар, наприклад, осаджують шляхом електролітичного осадження або вакуумного осадження: ФОПФ (фізичного осадження з парової фази) і/або ХОПФ (хімічного осадження з парової фази).
Одержана в такий спосіб відпалена листова сталь, яка може бути гарячекатаною або холоднокатаною, і на яку може бути нанесене покриття або може бути не нанесене покриття, яке має структуру, яка складається з: менш ніж 50 95 фериту, між 1 9бо і 20 до залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 107/мм-, додаткового компонента, який складається з мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мпо»о, де Мпоо позначає рівень вмісту Мп в складі сталі.
В одному варіанті здійснення в разі температури відпалу Та, більшою ніж АеЗз, структура не буде містити фериту.
Додатково до цього, в разі необхідності виробництва листової сталі з нанесеним попереднім покриттям відпал переважно будуть проводити для одержання після завершення відпалу зневуглецювання поверхні листової сталі на глибину ро»; від б до 30 мкм, причому ро» являє собою глибину, на якій рівень вмісту вуглецю дорівнює 50 95 від рівня вмісту у складі сталі.
З цією метою атмосфера відпалу в рамках технологічної лінії безперервного відпалу або безперервного нанесення покриття шляхом занурення у розплав під час нагрівання і витримування, наприклад, знаходиться в межах наступних діапазонів:
Нг між 2 і 10 об. 95, при цьому рештою є М?» і неминучі домішки, причому температура точки роси встановлена в межах від -15 до 460 20.
Зневуглецювання також може бути одержано шляхом подачі в атмосферу відпалу надмірної кількості О».
В цьому можна впевнитись: - або шляхом зонної обробки під час нагрівання і витримування, або шляхом подачі в частину секції нагрівання і секції томління атмосфери, яка містить між 0,05 об. 9в і б об. 95 О», при цьому рештою є М» і неминучі домішки, причому температура точки роси встановлена в межах від -60 до -60 2С, - або шляхом проходження в печі з відкритим полум'ям під час стадії нагрівання, в якій атмосфера являє собою результат спалювання суміші з повітря і природного газу або палива, при цьому співвідношення між повітрям і природним газом знаходиться в діапазоні між 1 і 1,2, - або з використанням будь-якого іншого способу, який забезпечує одержання рівнів вмісту
О», порівнянних з відповідними наведеними вище рівнями вмісту, в секції нагрівання і/або витримування або частини секції нагрівання або витримування.
Тепер буде описуватися спосіб виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі з листової сталі, яка відповідає винаходу.
У відповідності з поданим вище роз'ясненням винаходу листова сталь, відповідна винаходу, може бути невідпаленою гарячекатаною листовою сталлю, гарячекатаною і відпаленою листовою сталлю з нанесеним попереднім покриттям, невідпаленою холоднокатаною листовою сталлю, холоднокатаною і відпаленою листовою сталлю або холоднокатаною і відпаленою листовою сталлю з нанесеним попереднім покриттям.
Спочатку листову сталь розрізають відповідно до попередньо визначеного профілю для одержання плоскої заготовки, геометрія якої знаходиться у певному співвідношенні з кінцевою геометрією наміченої деталі.
Необов'язково до нагрівання і гарячого пресування заготовки заготовку піддають холодному формуванню для одержання попередньо деформованої заготовки. Це холодне попереднє деформування, призначене для наближення у більшій чи меншій мірі заготовки до кінцевої геометрії кінцевої деталі, уможливлює зменшення величини деформування на наступній далі стадії гарячого формування.
Після цього заготовку або плоску, або попередньо холоднодеформовану, нагрівають до температури Тт, встановленої в межах від 800 до 950 С. Нагрівання проводять у нагрівальному пристрої, наприклад, нагрівальній печі. На нагрівальні засоби обмежень не накладають і вони можуть мати у своїй основі радіаційне, індукційне або резистивне нагрівання. Нагріту заготовку витримують при температурі Тт протягом часу їл, встановленого в межах від 60 до 600 с. Ці діапазони температура-час уможливлюють одержання наприкінці витримування при температурі Тп структури, яка містить від 70 95 до 100 95 аустеніту і аж до 30 956 фериту.
У разі температури Тт, яка не перевищує 8002С, кінцева структура підданої загартуванню під пресом деталі буде характеризуватися надзвичайно високою частковою концентрацією фериту, яка зокрема, перевищує 30 95, так, що не буде досягнута границя міцності на розтяг Т5, яка становить щонайменше 1300 МПа. Час витримування їт при температурі Тт, який не перевищує 60 с, також може в результаті привести до одержання надзвичайно високої часткової концентрації фериту в кінцевій деталі і границі міцності на розтяг, яка не перевищує 1300 МПа.
У разі температури Тт, яка перевищує 950 С, і/або часу витримування їх, який перевищує 600 с, стадія нагрівання і витримування може у результаті призводити при нагріванні до одержання надзвичайно суттєвого укрупнення зерен аустеніту, яке спричиняє зменшення границь міцності і плинності на розтяг для кінцевої деталі.
Крім того, в разі нанесення на заготовку попереднього покриття ці нагрівання і витримування
Зо будуть стимулювати зустрічне дифундування між попереднім покриттям і сталевою підкладкою.
Термін "попереднє покриття" використовується для позначення сплаву до нагрівання, а термін "покриття" - для позначення шару сплаву, сформованого під час нагрівання, яке безпосередньо передує штампуванню. Тому термічна обробка у печі модифікує природу попереднього покриття і його геометрію, оскільки товщина кінцевого покриття є більшою, ніж відповідна товщина попереднього покриття. Покриття, створене шляхом легування, оберігає підстилаючу сталь від окислення і додаткового зневугледювання і є належним для подальшого гарячого формування, зокрема, у штампувальному пресі. Легування має місце по всій товщині покриття.
Залежно від композиції попереднього покриття шляхом зустрічного дифундування в цьому шарі сплаву і/або сплаві у формі твердого розчину утворюються одна або кілька інтерметалевих фаз.
Збагачення покриття на залізо в результаті призводить до швидкого збільшення його температури плавлення. Створеному покриттю також властива перевага, яка полягає в його зчепленні і придатності для використання при потенційних операціях гарячого формування і швидкого охолодження, які проводять далі. Таким чином, під час нагрівання шляхом зустрічного дифундування тимчасово або в кінцевому підсумку утворюються інтерметалічні фази, що уможливлює полегшення подальшого деформування в гарячому пресі і запобігання зневуглецювання і окислення поверхні сталі.
Після стадій нагрівання і витримування нагріту заготовку витягують з нагрівального пристрою. Нагріту заготовку переводять у формувальний прес.
Внаслідок високої загартованості сталі під час цього перекладання не відбувається будь- якого перетворення аустеніту на полігональний ферит таким чином, що на тривалість переведення Сі не потрібно накладати обмеження низьким значенням щоб уникнути такого перетворення. Само собою зрозуміло те, що у будь-якому випадку на тривалість перекладання рі необхідно накладати обмеження щоб уникнути зменшення температури заготовки нижче бажаної температури гарячого формування. Температура гарячого формування в загальному випадку становить щонайменше 450 2.
Після цього нагріту заготовку піддають гарячому формуванню у формувальному пресі для одержання формованої деталі. Під час стадії формування режими і величини деформації розрізняються при переході від одного місця до іншого внаслідок геометрії кінцевої деталі і формувального оснащення. Наприклад, деякі зони можуть перебувати в стані розширення, в бо той час як інші деформуються в умовах накладення обмежень. Яким би не був режим деформування, еквівалентна деформація сь може бути визначена еВ кожному розташуванні . - . . . МВ . . підданої загартуванню під пресом деталі у вигляді , де єї і єЄг, які є головними деформаціями. Таким чином, Єь виражає величину деформації, введеної з використанням способу гарячого формування в кожній зоні підданій загартуванню під пресом деталі.
Наприклад піддана загартуванню під пресом сталева деталь включає щонайменше одну першу гарячодеформовану зону, яка характеризується еквівалентною деформацією єь, яка перевищує 0,15, і щонайменше одну другу зону, яка зазнала дії того самого циклу охолодження при загартуванні під пресом, що і перша гарячодеформована зона, в якій еквівалентна деформація єь не перевищує 0,05.
Після цього деталь витримують в межах формувального оснащення преса так, щоб забезпечити належну швидкість охолодження і уникнути жолоблення деталі внаслідок усадки і фазових перетворень.
Деталь в основному охолоджується за механізмом провідності шляхом теплопередачі оснащенню. Оснащення може включати циркуляцію холодоагенту так, щоб збільшити швидкість охолодження, або нагрівальні патрони так, щоб зменшити швидкості охолодження. Таким чином, швидкості охолодження можуть бути відкориговані шляхом використання таких засобів.
Однак, внаслідок високої загартованості сталі швидкості охолодження не потрібно доводити до високого значення з точки зору досягнення перетворення аустеніту на мартенсит при охолодженні нижче М5.
Для одержання підданої загартуванню під пресом деталі, відповідної винаходу, формовану деталь охолоджують до температури припинення охолодження Тс, меншою ніж М5-100 С, для одержання часткового перетворення аустеніту на мартенсит.
В одному варіанті здійснення температура припинення охолодження Тс є кімнатною температурою, наприклад, перебуваючи в діапазоні від 20 до 30 ес.
Після цього формовану деталь повторно нагрівають від температури припинення охолодження Тс до температури подальшої обробки Тет, встановленої в межах від 350 до 550 ес, і залишають при температурі подальшої обробки Терт протягом часу витримування ірт від 10 до 600 с, наприклад, від 10 до 120 с.
Зо Температура подальшої обробки Трт переважно становить від 350 до 450 2.
Під час цієї стадії витримування вуглець перерозподіляється з мартенситу у аустеніт, тобто, відбуваються збагачення і стабілізація аустеніту і відпускання мартенситу.
Після цього формовану деталь охолоджують від температури подальшої обробки Тет до кімнатної температури для одержання підданої загартуванню під пресом сталевої деталі.
Охолодження, наприклад, проводять на повітрі. Під час даного охолодження частина аустеніту може перетворюватися на свіжий мартенсит. Однак, внаслідок стабілізування аустеніту, особливо, під впливом вуглецю, часткова концентрація свіжого мартенситу, який утворюється, не перевищує 5 95.
Піддана загартуванню під пресом сталева деталь, одержана в такий спосіб, має мікроструктуру, яка складається в основній частині деталі при вираженні в частках поверхні з: - щонайменше 50 95 мартенситу, який зазнав перерозподілу вуглецю, - менш ніж 30 95 фериту, - щонайменше, 2 95 залишкового аустеніту, - цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, не перевищує 107/мм3, - найбільше, 5 95 свіжого мартенситу.
Підданий перерозподілу вуглецю мартенсит характеризується середнім рівнем вмісту С, меншим, ніж номінальний рівень вмісту С в сталі (тобто, середній рівень вмісту С підданої загартуванню під пресом сталевої деталі), при цьому такий низький рівень вмісту являє собою результат перерозподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт під час витримування при температурі подальшої обробки Трт.
Залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить щонайменше 0,595, при цьому цей високий рівень вмісту також являє собою результат перерозподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт під час витримування при температурі подальшої обробки Трт.
У загальному випадку залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1-Мп 95.
Загалом, феритні зерна, у разі наявності таких, матимуть середній розмір, що становить, щонайбільше, 1,5 мкм.
Піддані загартуванню під пресом сталеві деталі, одержані з використанням описаного способу, мають товщину, яка зазвичай знаходиться в межах від 0,7 до 5 мм.
Автори винайшли спосіб одержання високої пластичності в зонах підданої загартуванню під пресом деталі, яка під час використання деталі могло б піддаватися дії високої концентрації напружень: у разі деформування зон у формувальному пресі, які характеризуються еквівалентною деформацією єь, яка перевищує 0,15, структура даних деформованих зон буде більш дрібною.
Особливо, автори зіставили недеформовані або низькодеформовані зони (при цьому останній термін позначає зони, в яких єь « 0,05) із зонами, в яких деформування було проведено при значенні, яке перевищує 0,15. Твердість високодеформованих (або підданих деформації у високому ступені) зон у загальному випадку збільшується щонайменше на 15 НМІ1 (при цьому
НМІ є твердістю за Віккерсом, виміряної при навантаженні в 1 кгс) у зіставленні з тим, що має місце для недеформованих або низко деформованих зон у підданій загартуванню під пресом деталі.
Однак, це збільшення твердості щонайменше компенсуються зменшенням розміру мартенситної рейки.
Автори виміряли середню ширину мартенситної (яка зазнала перерозподілу вуглецю і свіжої у разі наявності таких) рейки в низько- або високодеформованих зонах. Після проведення аналізу ДОРЕ для виявлення мікроструктури ширину рейки визначають з використанням методу січних, який сам по собі є відомим. Як це було наведено як доказ, прикладання еквівалентної деформації, яка перевищує 0,15, зменшує середню ширину рейки на більш ніж 1595 у зіставленні з тим, що має місце у низькодеформованих зонах. Це зменшення ширини рейки збільшує стійкість до можливого ініціювання і поширення тріщини. У загальному випадку в зонах, де прикладена деформація яка перевищує 0,15, середня ширина мартенситної рейки не перевищує 0,5 мкм. Для зіставлення середня ширина мартенситної рейки в низькодеформованих зонах в загальному випадку перевищує 0,75 мкм.
На доданок до цього, як це було представлено як доказ, додаток прикладання еквівалентної деформації, яка перевищує 0,15, модифікує у мартенситної рейки розподіл за розмірами у зіставленні з тим, який має місце для низькодеформованих зон.
Зо Зокрема, частка мартенситних рейок, які мають ширину, що не перевищує 0,8 мкм, є щонайменше на 35 95 більшою у високодеформованих зонах, ніж у низькодеформованих зонах.
Такий зменшений розмір мартенситної рейки забезпечує, зокрема, збільшення в'язкості.
Таким чином, об'єднання композиції сталі і параметрів загартування під пресом уможливлює досягнення високої пластичності в цільових зонах деталей. В автомобільних галузях застосування формовані деталі демонструють більш високу пластичність у разі зіткнень.
Ще одна мета винаходу являє собою піддану лазерному зварювання сталеву заготовку з попередньо нанесеним попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву і піддану загартуванню під пресом і лазерному зварювання сталеву деталь з нанесеним покриттям із сплавів на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву.
Піддана лазерному зварюванню стальна заготовка включає щонайменше першу сталеву заготовку, одержану з відповідної винаходу листової сталі з попередньо нанесеним попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, другу сталеву заготовку також з попередньо нанесеним попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву і з'єднання першої заготовки з другою сталевою заготовкою у вигляді зварного шва, одержаного шляхом лазерного зварювання. Сталеві заготовки можуть характеризуватися ідентичними композиціями або різними композиціями і ідентичними товщинами або різними товщинами. У разі різних композицій, як це було представлено як доказ, рівень вмісту вуглецю у другій сталевій заготовці має бути в межах від 0,04 до 0,38 мас. 956, переважно від 0,065 до 0,38 мас. 95, для утворення зварного шва, який демонструє бажані характеристики пластичності.
Наприклад, другу сталеву заготовку виготовляють зі сталі, яка характеризується хімічним складом, що містить, при вираженні у масових відсотках: 0,04-0-0,38, 0,05:Мпха4,2, 0,001 5іс1,5, 0,005: АЇкО,9, о О01кОтгсг,
Мо-0,65,
Міка, бо 0001-0002,
МО,
В-0,010, 0,0005:М0,010, 0000155: 0,05, обер,
Му-0,30,
Са-О0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
Переважно рівень вмісту С становить щонайменше 0,065.
В першому варіанті здійснення друга сталева заготовка має склад, який містить, у масових відсотках: 0,04-0-0,100, 0,80-Мих2,0, 00055 5і-0,30, 00105 АЇО070, 00015010, 0,001-Мі0,10, 0,03-Тіх 0,08, 0,015-М6-0,1, 0,0005-М-0,00, 0,0001-5:0,005, 00001сРО,030,
Мо-0,10, Са«х0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
У другому варіанті здійснення друга сталева заготовка має склад, який містить, у масових відсотках: 0,065-0-0,095, 1,4-Мп-1,9, 02505, 00205 АІкО070, 002-101, где 1,5-(ба3МпьінСг2,7, 3,4 МеТік8М, 0,04--М050,06, где 0,044-(МЬ--Ті)-0,09, 0,0005-8В:0,004, 0,001-М-0,009, 0,000555:0,003, 0,001-Р-0,020 і необов'язково 0,0001-Сає0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
У третьому варіанті здійснення друга сталева заготовка має склад, який містить, у масових відсотках: 0,15:0-0,3, 05Б-Ми3, 0,10-5і50,5, 00055 АїКО1, 001-50-11, 0001сТіс02, 0,0005-8-0,010, 0,0005-М-0,010, 0,000155:50,05, 0, 0001-Р0,1, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
У четвертому варіанті здійснення друга сталева заготовка має склад, який містить, у масових відсотках: 0,24-5О-:0,38, 040-5Мих3, 0,10-5і50,70, 0,0155АЇск0,070, О001«кОСсе, 0 25Б-Міс2, 0015-Тіх0,1, 0-МЬ-0,06, 0,0005-8-0,0040, 0003-М-0,010, 0000155:0,005, о,0001:Р0,025, причому рівні вмісту Ті і М задовольняють наступному співвідношенню: Ті/М »
За ле цеяму рівні вмісту С, марганцю, Ст ї 5і задовольняють наступному співвідношенню: з.3 13 15 ; причому хімічний склад необов'язково містить один або кілька з наступних далі елементів: 0,055 Мо«0,65, 0,001-уус0,30, 0,0005«:Сах0,005, при цьому залишок являють собою залізо і неминучі домішки.
У п'ятому варіанті здійснення друга сталева заготовка має склад, який відповідає винаходу і містить, у масових відсотках: 0,15:0:0,22, 3,55 Мп«4,2, 0,00155іс1,5, 0,020 АЇс0,9, 00011, 0,001«Мо0,3, 0,001 Ті0,040, 0,0003:80,004, 0,001-Мо50,060, 0,001-М-0,009, 0,0005:5:50,003, 0,001:Р-0,020, необов'язково 0,0001-Сах0,003, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
Одержану шляхом лазерного зварювання сталеву заготовку виготовляють шляхом різання відповідної винаходу листової сталі з попередньо нанесеним попереднім покриттям з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву для одержання першої заготовки, різання листової сталі, такою, як наприклад, є листова сталь, відповідна винаходу, також з попередньо нанесеним попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву для одержання другої заготовки. Наприклад, друга заготовка має склад відповідно до представленим вище визначенням винаходу, а переважно відповідно до першого, другого, третього, четвертого або п'ятого варіантами здійснення.
Першу і другу заготовки зварюють вздовж однієї з їхніх відповідних периферійних сторін.
Внаслідок високого рівня вмісту Мп в складі сталі винаходу до зварювання не потрібно будь- якої абляції всього попереднього покриття на верхній і нижній сторонах заготовок. Наприклад, щонайменше одну сторону однієї з заготовок не піддають абляції або не піддають абляції всього попереднього покриття.
Дійсно, зумовлений присутністю Мп ефект стимулювання утворення гамма-фази в сталі, а, отже, і в зварному шві врівноважує ефект від АІ у зварному шві, що являє собою результат плавлення попереднього покриття і включення розплавленого попереднього покриття у зварний шов.
Тому відповідно до винаходу до зварювання не проводять будь-якої такої абляції всього попереднього покриття на верхній і нижній сторонах заготовок.
Таким чином, після зварювання попередні покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву у першій і другій заготовці покривають безпосередню окіл одержаного шляхом лазерного зварювання зварного шва на щонайменше одній стороні першої і другої сталевих заготовок.
Після цього одержана шляхом лазерного зварювання заготовка, виготовлена в такий спосіб, може бути піддана гарячому формуванню і загартуванню під пресом за описаних вище умов без виникнення ризику утворення тріщин під час гарячого формування. Піддана загартуванню під пресом і зварювання деталь, одержана за умов, коли метал зварного шва і перша ії друга заготовки були піддані загартуванню під пресом в рамках однієї і тієї самої операції, демонструє високу механічну опірність і характеристики пластичності. Зокрема, з'єднання першої підданої загартуванню під пресом деталі, яка є результатом гарячого формування першої заготовки, і другої підданої загартуванню під пресом деталі, яка є результатом гарячого формування другої заготовки, у вигляді зварного шва, підданого загартуванню під пресом і одержаного шляхом лазерного зварювання, має структуру, яка містить, найбільше, 15 95 фериту.
На додаток до цього, внаслідок не проведення до зварювання будь-якої такої абляції всього попереднього покриття на верхній і нижній сторонах заготовок піддана загартуванню під пресом і зварювання деталь є такою, що принаймні на одній стороні першої і другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей товщина покриття в зоні термічного впливу є тією самою, що і товщина покриття на решті поверхні першої і другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей.
Ще один об'єкт винаходу належить до зварної конструкції, яка містить першу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь і другу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь, зварені одна з одною з використанням контактного точкового зварювання опором.
Перша піддана загартуванню під пресом сталева деталь відповідає винаходу, а друга піддана загартуванню під пресом сталева деталь може відповідати винаходу чи може характеризуватися іншого композицією. Зокрема, перша і друга деталі можуть характеризуватися ідентичними композиціями або різними композиціями і ідентичними товщинами або різними товщинами.
Наприклад, другу сталеву заготовку виготовляють зі сталі, яка характеризується хімічним складом, що містить, при вираженні у масових відсотках: 0,04-0-0,38, 0,05:Мпха4,2, 0,001 5іс1,5,
Зо 0,005: АЇкО,9, о О01кОтгсг,
Мо-0,65,
Міска, 000102,
МО,
В-0,010, 0,0005:М4-:0,010, 0,0001-55:0,05, о, об001еРО,1,
Му-0,30,
Са-О0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки.
Переважно рівень вмісту С у другій деталі перевищує 0,065 мас. 95.
Наприклад, композиція другої сталевої деталі може відповідати композиції з першого, другого, третього, четвертого і п'ятого варіантів здійснення, описаних вище відносно другої заготовки.
Зварну конструкцію виготовляють шляхом виробництва першої і другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей і проведення контактного точкового зварювання опором першої і другої сталевих деталей.
З'єднання перших деталей і других деталей у вигляді зварних швів, одержаних з використанням контактного точкового зварювання опором, характеризуються високою опірністю у випробуванні на поперечний розтяг, який визначається альфа-числом, яке становить щонайменше 50 даН/мму, і часткою пробочного шва, який становить щонайменше 0,70.
В цьому випадку альфа-число позначає максимальне навантаження у поперечному випробуванні, поділене на діаметр зварного шва і товщину. Це нормоване навантаження для контактного точкового зварювання опором, виражена у данН/мм-.
Частка пробочного шва дорівнює діаметру пробочного шва, поділеному на діаметр розплавленої зони (РЗ). Чим меншою буде частка пробочного шва, тим меншою буде пластичність розплавленої зони.
У загальному випадку розм'якшення в зоні термічного впливу, тобто, різниця між твердістю за Вікксерсом для сталі основи і твердістю за Віксерсом в зоні термічного впливу є на 25 95 меншою, ніж твердість за Вікксерсом для сталі основи.
Ще одна мета винаходу являє собою зварну конструкцію, яка включає першу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь і другу сталеву деталь, зварені одна з одною з використанням контактного точкового зварювання опором, при цьому перша піддана загартуванню під пресом сталева деталь відповідає винаходу, і причому друга сталева деталь є гарячештампованою або холодноштампованою сталевою деталлю, яка характеризується границею міцності на розтяг, яка перевищує 2100 МПа. Переважно друга сталева деталь характеризується рівнем вмісту С, не перевищує 0,38 мас. 905, і рівнем вмісту Мп, який не перевищує 4,2 мас. 905.
Тепер винахід буде проілюстровано з використанням наведених далі прикладів, які жодним чином не є обмежувальними.
Сталі, які характеризуються композицією, відповідної таблиці 1 при вираженні у рівнях масового процентного вмісту, одержували відповідно до форми слябів. Температури АеЗ, визначені з використанням термодинамічного обчислення, представлені в наведеній нижче таблиці 1.
Таблиця 1
Ме |С (6уМп (96)і8і (95)ІАІ (9е)|Ст (95) Мо (9е)|МЬ (95) В (96). | Ті (95) | М (95) | 5 (95) | Р (95) дез (С) 711 0,186) 3,67 10,69 0,37 (0,001 | 0,201 /0,027 10,0013 | 0,026 |0,00390,0011| 0,01 1 790 ваг |0,297| 2,5 1,5 0.00610,001| | | - (боог2г00044|10,0011 790
ВЗ 0174, 358 1 1 - | - 1 - 1 - | - | - (0005 00011001 770 ва 0л27| 5 (0,47 1,72 |0,00310,001 0,015 10,0008 | 0,001 |0,00220,0045|0,0121 960
Сляби піддавали нагріванню до температури Ть, гарячої прокатки і змотуванню в рулон при температурі змотування в рулон Тсої. Після цього гарячекатані листові сталі піддавали декапіруванню, необов'язково відпалу у камерній печі при температурі відпалу у камерній печі
Тнва протягом часу витримування інвл при температурі Тнва, декапірування, подальшій холодній прокатці при ступені обтискання при холодній прокатці гст для одержання холоднокатаних листових сталей товщиною ій.
Після цього деякі з холоднокатаних листових сталей піддавали відпалу при температурі відпалу Та протягом часу відпалу їх. На деякі з листів попередньо наносили покриття на основі
АІ-5і шляхом занурення у розплав у ванні, яка містить у розрахунку у мас. 95 від 5 до 11 5і, від 2 до 4 Ре, необов'язково від 0,0015 до 0,0030 Са, при цьому рештою є АЇ і домішки.
Умови виготовлення (А, В, ...) відпалених листових сталей узагальнено представлені в наведеній нижче таблиці 2.
Таблиця 2 ее ре тесо Геню Гето нею Го ТБ, | пенею
А | 1250 | 450 | 620 | (5 | 60 | 725 | 780 | 60 | -
В | 71250 | 450 | 650 | 7 | 50 | 12 | - | - | - с оф ло | 450 | 600 | 7 | 50 | 12 | - | - | - 0 1 71250 | 450 | 600 | 5 | 50 | 12 | 780 | 120! -
СЕ ло 3177-0171. 50 | 15 | вю | в | АВ се | 1250 | 450 | 60 | 7 | 50 | 12 | 800 | 60 | -
НОЇ ла5о | 450 | 600 | 5 | 50 | 12 | - | | - ро | 360 | - | 7- | 5 1 1 ЇЇ 1-17
До відпалу в камерній печі при 25 "С визначали роботу руйнування за Шарпі для деяких гарячекатаних листів. Зокрема, гарячекатаних листових сталей до відпалу у камерній печі відбирали зразки для випробування на удар за Шарпі, які мають розміри 55 х 10 мм: і М-подібні надрізи, які характеризуються глибиною 2 мм, кутом 452 і радіусом западини 0,25 мм і вимірювали питому роботу ударного руйнування ("роботу руйнування за Шарпі") КСу.
Результати представлені в наведеній нижче таблиці 3. Як це прийнято, умови випробування пов'язують композицію сталі і умови виготовлення листа. Таким чином, ІТА позначає, наприклад, гарячекатану листову сталь, одержану з композиції сталі Ії, виробленої при температурі Ть і температурі змотування в рулон Тсої за умови А.
Таблиця З г вв1Г111119011
ВАССЇ111111111111111111111111111111119611111111111С1 ва Ї11111111111111111111111111981
Приклади І1ТА, І2А, ІЗА, І48, І5С, ІбВ, І7С і ІВА, які характеризуються композицією, відповідною винаходу, і вироблені при температурах Ть і температурах змотування в рулон ТГеої згідно з винаходом, характеризуються дуже високою роботою руйнування за Шарпі при 25 С, яка становить щонайменше 60 Дж/см.
На противагу цьому, зразок КЗВ має склад, який не містить В і АІ. Як наслідок приклад КЗВ незважаючи на його виробництво при температурі Ть і температурі змотування в рулон Т.-ої згідно з винаходом характеризується низькою роботою руйнування за Шарпі.
Після цього холоднокатані листи розрізали для одержання заготовок. Заготовки нагрівали до температури Тт і витримували при цій температурі Тяп протягом часу витримування їп для одержання нагрітих сталевих заготовок, які мають структуру, яка містить від 70 до 100 95 аустеніту.
Після цього нагріті заготовки переводили у формувальний прес піддавали гарячому формуванню для одержання формованих деталей.
Деякі формовані деталі охолоджували до температури припинення охолодження Тс, після цього повторно нагрівали від температури припинення охолодження Тс до температури подальшої обробки Терєт і залишали при температурі подальшої обробки Трт протягом часу витримування ірт.
Після цього деталі охолоджували на повітрі при кімнатній температурі.
Зо Інші деталі охолоджували до кімнатної температури безпосередньо після гарячого формування без проведення будь-якої подальшої обробки (умова й).
Умови виготовлення (а, Б, ...) підданих загартуванню під пресом деталей узагальнено представлені в наведеній нижче таблиці 4.
Границю плинності на розтяг 5 і границю міцності на розтяг Т5 визначали відносно підданих загартуванню під пресом деталей з використанням зразків, які мають розміри 12,5 х 50 мм, згідно з документом Зіапаага ІЗО (ЕМ 6892-1-2009).
Таблиця 4 а 711771717171178207717171711120 77171125 | 7400 |. 6024 7677177177111178801 17111120 | 7771125 | 400 | 60 2 а4777717771117880777177111120. | 7150. | 400 | .ЮЦГ(ДОГО 7 е.177.7788077717.7юрюрюрир120 | 7180 | 400 | (во 911717111171740 17711120 17711275. | 290... | .ЮюЮюз40 «о 1а777717171117900,77 17711240 | 725 | /- 1777-00 1900 171111100 17717180 | 77400 | 2200 21 7777717711190077 17777100 7777160 | 400 17722000 1 18501171111190 11111150 | 425 | го 2" то1771717117900777. 17771120. | 25 | 400 | (бо п 111711111800771717111120 |. 25 | 400 | во 0 .177..178207171717111120 | 25 | 400 | (60 ( 7 в'/17717717111780077171717111120 | 25 | 400 | (вв 7417840 1777117100 | 240 | 400 | 500 щ «/«
Стосовно підданих загартуванню під пресом деталей, які мають розміри 60 х 60 мм, які опираються на два ролика, визначали критичний кут згину у відповідності з методом теїноа В ої
Ше МОА-238 репаійпуд 5іападагі (при нормуванні до товщини 1,5 мм). Зусилля згинання прикладали з використанням гострого пуансона радіусом 0,4 мм. Рознесення між роликами і пуансоном дорівнює товщині підданих випробуванню деталей, при цьому додають просвіт 0,5 мм. Детектують виникнення тріщини, оскільки це збігається зі зменшенням навантаження на кривій навантаження-зсув. Випробування переривають при зменшенні навантаження більш ніж на 30 Н від свого максимального значення. Після зняття навантаження і, тобто, після пружної післядії для зразка вимірюють кут згину (4) для кожного зразка. Згинають три зразки вздовж кожного напрямку (напрямку прокатки і поперечного напрямку) для одержання середнього значення ад кута вигинання.
Деформацію руйнування визначають шляхом згинання зразків у плоских деформованих станах, що являє собою найбільш серйозний стан з урахуванням зіткнення транспортного засобу. Виходячи з цих випробувань можливим є визначення критичного зсуву зразків при виникненні руйнування. З іншого боку, аналіз з використанням методу кінцевих елементів уможливлює моделювання згинання такого зразка, тобто, з метою встановлення рівня деформації, який має зігнута зона для такого критичного зсуву. Ця деформація у таких критичних станах є деформацією руйнування матеріалу.
Результати таких механічних випробувань представлені в таблиці 5. Як це прийнято, умови випробування об'єднують композицію сталі, умови виготовлення сталі і умови виготовлення підданої загартуванню під пресом деталі. Таким чином, ІТА належить, наприклад, до підданої загартуванню під пресом деталі, одержаної з композиції сталі 1, виробленої шляхом дії на листову сталь, виготовлену з використанням умови А, умови загартування під пресом а.
У таблиці 5 представлені деякі характерні особливості мікроструктури підданих загартуванню під пресом деталей. Поверхневі часткові концентрації різних складових частин визначали шляхом полірування і травлення зразків з використанням різних реагентів (ніталь, пікраль, реагент Беше-Бежара, метабісульфіт натрію і реагент ЛеПера) так, щоб виявити
Зо конкретні складові частини. Кількісне визначення поверхневих часткових концентрацій було проведено шляхом аналізу зображень і з використанням програмного забезпечення Арпеїїоп'м стосовно більш ніж десяти характерних зон розміром щонайменше 100 х 100 мкм.
Часткову концентрацію залишкового аустеніту визначали з використанням рентгеноструктурного аналізу (РСА). Рівень вмісту С у залишковому аустеніті визначали шляхом оцінювання часткової концентрації залишкового аустеніту і параметрів кристалічної решітки, використовуючи рентгеноструктурний аналіз (РСА) з застосуванням ритвельдівського уточнення і з використанням формул Дайсона і Холмса.
У таблиці 5 М5 позначає температуру, при якій при охолодженні починається перетворення аустеніту, присутнього в структурі, на мартенсит відповідно до визначення шляхом дилатометричного аналізу. Тому в таблиці 5 для кожної композиції сталі і умов виготовлення наводиться температура М5 в залежності від композиції сталі і від умов виготовлення, особливо від температури Тпт.
Додатково до цього, в таблиці 5 РМ означає часткову концентрацію мартенситу підданого перерозподілу вуглецю, ЕМ означає часткову концентрацію свіжого мартенситу, Е означає часткову концентрацію фериту, дст позначає поверхневу щільність частинок цементиту, які мають розмір, який перевищує 60 нм, КА означає часткову концентрацію залишкового аустеніту, Свд являє собою середній рівень вмісту С у залишковому аустеніті.
На додаток до цього, У5 є границею плинності на розтяг, Т5 є границею міцності на розтяг,
Од Є кутом згину (вираженому в градусах).
Таблиця 5
М5 | РМ | ЕМ о Й ВА | Св 5 о Деформація об) ую ами 9 (02) | (Мпа) Те МПа за уїнування. пАа|285/85| 0 | 6 | т1"ло6 | 9 | 0,75) 1342 | 1411 | 63 | 053 пАБ/ІЗ101590| 0 | «2г| 2106 | 7 | 0,69 1258 | 1393 | 72 | 063 2гАа|280| 82 | 0 | 9 | 0,506 | 9 | 0,74 1305 | 1428 | 68 | 056 егАЬ|3051590| 0 | «2 | з'т06 | 7 |0,80 | 1349 | 1416 | 68 | 051 2Аа|3051590| 0 | «2 | 2,5"106 | 9 | 0,73 1217 | 1359 | 71 | 056 2гАе|3051590| 0 | «2 | 2,506 | 10 | 0,67 | 1184 | 1344 | 76 | 06
ЗАа|275| 75| 0 | 15| 0,5"т106 | 10 | 0,81 1317 | 1429 | 65 | 054
ІЗАЬ| 3151590) 0 | «2 | 1,506 | 8 | 0,83 1272 | 1426 | 74 | 063 авг 315180 | 2 | «5 | 2106 | 130,78 1256 | 1407 | нв | н/в
І5сі|320193| 0 | о | 5106 | 7 | 08 | 1236 | 1325 | нв | н/в і5Сі|3з20194| 0 | о | 5106 | 6 | 0,83 1238 | 1328 | нв | н/в 7скІ290190| 0 | о | 706 | 70 08 | 1283 | 1391 | нв | н/в 17с1|290187,5| 0 | 0 | 7106 Щ|125| 0,76 | 1241 | 1384 | нв | н/в вІОп|2751570| 0 | «2 | 1,5 "1076 н/в| н/в | 1373 | 1584 | 48 | 042 вІбо|2751|570| 0 | «2 | 1106 | н/в| н/в | 1333 | 1530 | 58 | 0957 васс|2701|575| «5 | 15 | 051046 | 4 | 0,71 | 1230 | 1264 | 69 | 054 вбЕпІ410о)| з (97) 0 | нв | 0 | ня | 1162 | 1504 | 61 | 0957
В цій таблиці 5 н/в позначає "не визначали", а н/п позначає "неприйнятне".
В цих дослідах І1Аа, ІТАБ, ІгАа, І2АБ, І2Аа, ІгАє, ІЗАа, ІЗАБ, 148, ІБСІ, І5СІ|, 17СК ії 117СІ композиції, умови виготовлення листових сталей і умови загартування під пресом відповідають винаходу, і одержують бажані характерні особливості мікроструктури. Як наслідок домагаються досягнення високих характеристик на розтяг і високої пластичності при зіткненні в ході аварії, особливо, великих кутів згину і деформацій руйнування.
Мікроструктура зразка ІТАБ продемонстрована на доданій фігурі, на якій "КА" позначає залишковий аустеніт, а "РМ" позначає підданий перерозподілу вуглецю мартенсит.
У дослідах К1Оп і К100 рівні вмісту Мп і 5 не задовольняють умовам винаходу. Навіть у разі відповідності умов виготовлення листових сталей і умов загартування під пресом діапазонам винаходу пластичність при зіткненні в ході аварії, особливо, кут згину і деформація руйнування, не будуть задовольняти необхідним значенням.
У досліді К4ОС рівні вмісту С, Мп, АЇ ї 5 не задовольняють умовам винаходу. Навіть у разі відповідності умов виготовлення листових сталей і умов загартування під пресом діапазонам винаходу границя міцності на розтяг не буде досягати 1300 МПа.
У досліді КОЕН рівень вмісту Мп є занадто низьким. Крім того, після гарячого формування не проводили будь-якої подальшої обробки. Отже, структура характеризується високою частковою концентрацією свіжого мартенситу. Навіть у разі досягнення границями плинності на
Зо розтяг і міцності на розтяг цільових значень пластичність при зіткненні в ході аварії, зокрема, деформація руйнування, не буде задовільною.
Додатково до цього, автори оцінили зварюваність листових сталей і підданих загартуванню під пресом деталей, одержаних з використанням описаних вище умов виготовлення.
Особливо, стосовно деяких з підданих загартуванню під пресом деталей проводили випробування на контактне точкове зварювання опором. Піддані загартуванню під пресом деталі, вироблені за різних умов випробування, піддавали контактному точковому зварюванню опором з використанням параметрів зварювання, наведених у таблиці 6, і інтенсивності в межах від 5 до 8 кА, при цьому, як це необхідно розуміти, кожну деталь зварювали з іншою деталлю, виробленою за тих самих умов випробування.
Стосовно розрізаних і полірованих зварних швів, одержаних з використанням контактного точкового зварювання опором, проводили випробування на твердість для визначення можливого розм'якшення в зоні термічного впливу в околі зварного шва між металами. Це розм'якшення вимірюють з використанням відмінності між твердістю металу основи і мінімальним значенням твердості в зоні термічного впливу. Стосовно зварних швів, одержаних з використанням контактного точкового зварювання опором, проводили випробування на розтяг і вимірювали повне відносне подовження зварних швів. У зіставленні з відносним подовженням для металу основи зварні шви спричиняють зміну відносного подовження, яке може бути більш або менш яскраво вираженим у зіставленні з відповідною характеристикою металу основи.
Таким чином, відносну зміну відносного подовження визначають у вигляді: (відносне подовження металу основи - відносне подовження зварного шва)/відносне подовження металу основи.
Параметри і результати представлені в таблиці б, де: "Умова випробування" позначає піддану загартуванню під пресом деталь, відносно якої проводили випробування на контактне точкове зварювання опором, "Зварювальне зусилля" позначає зварювальне зусилля при вираженні в дан під час контактного точкового зварювання, "альфа" позначає альфа-число, тобто, максимальне навантаження у поперечному випробуванні, поділене на діаметр зварного шва і товщину, при вираженні у дан/мме, "Частка пробочного шва" позначає частку пробочного шва, рівну діаметру пробочного шва, поділеному на діаметр розплавленої зони (РЗ), "Розм'якшення зони ЗТВ" позначає різницю між твердістю за Вікксерсом металу основи і мінімальним значенням твердості за Віккерсом в зоні термічного впливу, "Відносне розм'якшення" являє собою співвідношення між розм'якшенням зони ЗТВ і твердістю за Віксерсом металу основи при вираженні в процентних величинах.
Таблиця 6
Умова Зварювальне Альфа свотка Розм'якшення Відносне випробування Ізусилля (дан)| (данН/мм-) ва зони ЗТВ (Нм) | розм'якшення (95) ск 1400 | 60 |рЮрД081 | р.р вв | щ - нв 1 8Ав 1711400 | 75. 777.08 .Ю.17.7.77795..ЮДЩДЩ | щ 2 г Ф о вІНнбС о 17400 | 24 |ЮЙЮюЮюД0 1Бюь20 | 6 щДЩщ 5
У таблиці 6 н/в позначає "не визначали".
Приклади ІВ, І5Сі, ІбЄВт, І/СК ії ІЗАБ виготовляють із сталей, які характеризуються композицією, відповідною винаходу і проводили за умов виготовлення, відповідних винаходу. Як наслідок зварні шви, одержані з використанням контактного точкового зварювання опором і вироблені з використанням контактного точкового зварювання опором відносно цих деталей, демонструють високу пластичність, характеризуючись альфа-числом, яке становить щонайменше 50 даН/мму, і часткою пробочного шва, яка становить щонайменше 0,70.
На противагу цьому, приклад КІНг виготовляють зі сталі, яка характеризується надмірно високим рівнем вмісту Мп. Як наслідок зварні шви, одержані з використанням контактного точкового зварювання опором і вироблені з використанням контактного точкового зварювання опором відносно двох деталей КІНГ, демонструють низьку пластичність, зокрема, альфа-число, яке не перевищує 50 данН/мма, і частку пробочного шва, яка не перевищує 0,70.
На доданок до цього, приклад К2Ід виготовляють зі сталі, яка характеризується надмірно високим рівнем вмісту С. Як наслідок зварні шви, одержані з використанням контактного точкового зварювання опором і вироблені з використанням контактного точкового зварювання опором відносно двох деталей К2Ід, демонструють низьку пластичність, зокрема, альфа-число, яке не перевищує 50 даН/мм: і частку пробочного шва, яка не перевищує 0,70. Розм'якшення зони ЗТВ є менш яскраво вираженим для підданих загартуванню під пресом деталей І4ВІ, ІЄВт і ІЗАБ, виготовлених згідно з винаходом, ніж для еталонної деталі К5ЕЙ, для якої має місце значна втрата відносного подовження в зоні ЗТВ.
Таким чином, сталеві деталі, виготовлені згідно з винаходом, можуть бути використані при досягненні вигоди відносно виготовлення конструктивних деталей або деталей для забезпечення безпеки транспортних засобів.

Claims (7)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Піддана лазерному зварюванню сталева заготовка для виготовлення підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі, при цьому піддана лазерному зварюванню сталева заготовка містить: першу сталеву заготовку, одержану різанням листової сталі, яка має склад, що містить у масових відсотках: 015-022, 3,5 Мпх4,2, О,О001е5іс1,5, 0,020хАїО,9, ОО01еСтс1, 0,001-Мо0,3, 0,001-Тіх0,040, 0,0003:8:0,004, 0,001-МЬ-50,060, 0,001-М-50,009, 0,000555:0,003, о о01иРО,020, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки; Зо причому зазначена листова сталь має мікроструктуру, яка містить при вираженні в частках площі поверхні 3: менш ніж 50 95 фериту, між 1 і 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, розміром більше 60 нм, не перевищує 107/мм3, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мп 95, де Мп 95 позначає рівень вмісту Мп у складі сталі, причому листова сталь має металеве попереднє покриття на кожній з двох своїх основних лицьових поверхонь, при цьому металеве попереднє покриття є попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, другу сталеву заготовку, що має склад, що містить, в масових відсотках: 004-038, 0,05-Мпха4,2, О,О001е5іс1,5, 0,005хАїО,О, о О01еСтке, Мо-0,65, Міка, 0001-02, Мо-0,1, В-0,010, 0,0005-:М20,01, 0,0001х5:0,05, 00001 РО,1, Му-0,30, Сах0,006, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки, причому на зазначену другу сталеву заготовку нанесено попереднє покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, і зварне з'єднання, одержане лазерним зварюванням першої сталевої заготовки з другою сталевою заготовкою, при цьому щонайменше на одній зі сторін першої і другої сталевих заготовок попереднє покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву першої сталевої заготовки і другої сталевої заготовки безпосередньо прилягає до зварного шва, утвореного за допомогою лазерного зварювання.
2. Сталева заготовка за п. 1, в якій зазначена листова сталь додатково містить, у масових відсотках, 0,0001«Сах0,003.
3. Спосіб виготовлення підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки, який включає: забезпечення першої листової сталі, яка має склад, що містить, у масових відсотках: 015-022, З, Мпе4,2, 0,001 5іс1,5, 0,020: АїкоО,9, 00011, 0,0015Мох0,3, 0,001-Ті50,040, 0,0003:8:0,004, 0,001-Мо-0,060, 0,001-М-0,009, 0,0005«55:0,003, 0,001 РО, 020, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки; причому зазначена листова сталь має мікроструктуру, яка містить при вираженні в частках площі поверхні з: менш ніж 50 95 фериту, між 1 і 20 96 залишкового аустеніту, цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, розміром більше 60 нм, не Зо перевищує 107/мма, додаткового компонента, який складається з бейніту і/або мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить щонайменше 1,1-Мп 95, де Мп 95 позначає рівень вмісту Мп у складі сталі, причому перша листова сталь має металеве попереднє покриття на кожній із двох своїх 35 основних лицьових поверхонь, при цьому металеве попереднє покриття є попереднім покриттям із алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, різання першої листової сталі відповідно до наперед визначеного профілю для одержання першої сталевої заготовки, забезпечення другої сталевої заготовки, яка має склад, що містить, у масових відсотках: 40 004-038, 0,05:Мпха4,2, 0,001 5іс1,5, 0,005: АЇкО,9, о О01кОтгсг, 45 Мо-0,65, Міска, 000102, МО, В-0,010, 50 0,0005:М0,010, 0,000155:0,05, о, об001еРО,1, Му-0,30, Са-О0,006, 55 при цьому рештою є залізо і неминучі домішки, причому на другу сталеву заготовку попередньо наносять попереднє покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, і здійснюють лазерне зварювання першої сталевої заготовки і другої сталевої заготовки без видалення попереднього покриття на принаймні одній стороні першої і другої сталевих заготовок для одержання підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки.
4. Спосіб за п. 3, в якому зазначена перша листова сталь додатково містить, у масових відсотках, 0,0001«Сах0,003.
5. Піддана загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталева деталь, яка містить першу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь, другу піддану загартуванню під пресом сталеву деталь і піддане загартуванню під пресом зварне з'єднання першої підданої загартуванню під пресом сталевої деталі з другою підданою загартуванню під пресом сталевою деталлю, одержане лазерним зварюванням, при цьому перша піддана загартуванню під пресом сталева деталь отримана зі сталі, що має склад, що містить, в масових відсотках: 015-022, З, Мпе4,2, 0,001 5іс1,5, 0,020: АїкоО,9, 00011, 0,0015Мох0,3, 0,001-Ті50,040, 0,0003:8:0,004, 0,001-Мо-0,060, 0,001-М-0,009, 0,0005«55:0,003, 0,001 РО, 020, при цьому рештою є залізо і неминучі домішки, при цьому мікроструктура першої підданої загартуванню під пресом сталевої деталі складається в основній частині, що становить щонайменше 95 95 від обсягу зазначеної підданої загартуванню під пресом сталевої деталі при вираженні в частках поверхні з нижченаведеного: щонайменше 50 95 мартенситу, який зазнав перерозподілу вуглецю, менше ніж 30 95 фериту, щонайменше 2 95 залишкового аустеніту, Зо цементиту, такого, що поверхнева щільність частинок цементиту, що мають більший розмір ніж 60 нм, складає менше ніж 107/мма, і щонайбільше 5 95 свіжого мартенситу, при цьому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, що становить щонайменше 0,5 95, при цьому перша піддана загартуванню під пресом сталева деталь має металеве покриття, що є покриттям зі сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, друга піддана загартуванню під пресом сталева деталь має склад, що містить між 0,04 і 0,38 мас. 9о вуглецю, при цьому згадана друга піддана загартуванню під пресом сталева деталь має покриття з алюмінію, сплаву на алюмінієвій основі або алюмінієвого сплаву, причому згадане піддане загартуванню під пресом зварене з'єднання має структуру, що містить найбільше 15 95 фериту, при цьому на щонайменше одному боці першої і другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей товщина покриття в зоні термічного впливу є такою ж, як і товщина покриття на решті частини першої та другої підданих загартуванню під пресом сталевих деталей.
6. Сталева деталь за п. 5, в якій склад сталі першої підданої загартуванню під пресом сталевої деталі додатково містить, в масових відсотках, 0,0001«Сахо,003.
7. Спосіб виготовлення підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню сталевої деталі, який включає наступні послідовні стадії: забезпечення підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки за п. 1 або 2, нагрівання підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки до температури Тт, встановленої в межах від 800 до 950 "С, і витримування підданої лазерному зварювання сталевої заготовки при зазначеній температурі Тт протягом часу витримування їлп від 60 до 600 с, для одержання нагрітої і підданої лазерному зварювання сталевої заготовки, яка має структуру, що містить від 70 до 100 95 аустеніту, перекладання нагрітої і підданої лазерному зварюванню сталевої заготовки у формувальний прес, гаряче формування нагрітої підданої лазерному зварюванню заготовки у формувальному пресі для одержання формованої і підданої лазерному зварюванню деталі, охолодження формованої і підданої лазерному зварюванню деталі до температури припинення охолодження Тс, встановленої в межах від кімнатної температури до М5-100 "б, повторне нагрівання формованої і підданої лазерному зварюванню деталі від температури припинення охолодження Тс до температури подальшої обробки Трет, встановленої в межах від 350 до 550 С, і витримування формованої і підданої лазерному зварюванню деталі при Б зазначеній температурі подальшої обробки Тет протягом часу витримування Їрт від 10 до 600 с, охолодження формованої і підданої лазерному зварюванню деталі до кімнатної температури і ї і і сталевої деталі. для одержання підданої загартуванню під пресом і лазерному зварюванню Як м п. о о и . ОО Ка о. о ЖК п КА КУ сх ЗАКО ОКО о З КЕ МО о а З . КО с КО с с ПОВ Б о о м о с с У ОК є ох ОО В з ОХ КК КК з є БО ОК о. ОО. МОХ о. Ох о у хх ОО ОК А ВОК о ВЕ пе ОХ 5. З с с с с п.» о. о»
з о. о с о З З. п ОО Ху зу се о. п . у 5 п ї ОО у о СХ о ОО о що с. ЗК с с у о У о о о п А с ОО
ОО . о З Зх о. ЕХ с Ох о. дО і о. с с с и с Бо 6 ОК 0. о СУ п. с м сс. у с С СОЖКОККК ВК ОО М ОО В ЗХ Хе ОК ОО В ОО КО Се о. АЖ ОХ 5 г с с Є с с п с о. о. ОО с є с її о В с п : с Б г о с с й с Б с о 5 ВО Б ОА ОК их КК ОК я Ох ОК ОК ОКО о ОК ОК с с ко Б с о ЗОВ о п ОО ОК ОК сс. ССС с о с о с с с . с МОХ о. ОБО ОО В я с и с с о. о с с с о. с МО о о. ке с Ко с щХ ОН о хо КЕ о. о ЗО КО СХ С СОУ п ХО У о. СО КК о. їх У ОМ не ЗУ кН с с
UAA202100211A 2017-06-02 2018-06-01 Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення UA126715C2 (uk)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/053282 WO2018220430A1 (en) 2017-06-02 2017-06-02 Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA126715C2 true UA126715C2 (uk) 2023-01-11

Family

ID=59227772

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201911558A UA123754C2 (uk) 2017-06-02 2018-06-01 Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення
UAA202100211A UA126715C2 (uk) 2017-06-02 2018-06-01 Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201911558A UA123754C2 (uk) 2017-06-02 2018-06-01 Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення

Country Status (12)

Country Link
US (3) US11629388B2 (uk)
EP (1) EP3631022A1 (uk)
JP (2) JP7337704B2 (uk)
KR (4) KR20220077151A (uk)
CN (4) CN114934238B (uk)
CA (3) CA3182702C (uk)
MA (1) MA48959A (uk)
MX (1) MX2019014434A (uk)
RU (2) RU2734938C1 (uk)
UA (2) UA123754C2 (uk)
WO (2) WO2018220430A1 (uk)
ZA (1) ZA201907778B (uk)

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102014226542A1 (de) * 2014-12-19 2016-06-23 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Pressgehärtetes Blechbauteil mit wenigstens einer Sollbruchstelle, sowie Bauteilverbund und Kraftfahrzeugkarosserie mit solchem Blechbauteil
DE102018132901A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
KR102153200B1 (ko) * 2018-12-19 2020-09-08 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
DE102018132860A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen
WO2020208399A1 (en) * 2019-04-09 2020-10-15 Arcelormittal Assembly of an aluminium component and of a press hardened steel part having an alloyed coating comprising silicon, iron, zinc, optionally magnesium, the balance being aluminum
DE102019209650A1 (de) * 2019-07-02 2020-06-04 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung e.V. Verfahren zur Ausbildung einer Schmelzschweißverbindung an Bauteilen aus einem Stahl
JP7088140B2 (ja) * 2019-08-06 2022-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
KR20220103158A (ko) * 2019-11-27 2022-07-21 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 강재를 열간 프레스 성형하는 방법 및 강재
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123888A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123886A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123887A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal High toughness hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same
US20230001466A1 (en) * 2020-01-09 2023-01-05 Nippon Steel Corporation Hot-stamping formed body
CN111778467B (zh) * 2020-09-04 2020-11-24 育材堂（苏州）材料科技有限公司 带铝或铝合金预镀层的预镀层钢板、制造方法及热冲压成形构件
CN112962021B (zh) * 2021-01-25 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
DE102021201845A1 (de) 2021-02-26 2022-09-01 Volkswagen Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
US20240182998A1 (en) * 2021-03-08 2024-06-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Method for manufacturing steel sheet
KR20230156104A (ko) * 2021-03-11 2023-11-13 타타 스틸 네덜란드 테크날러지 베.뷔. 우수한 구멍 확장성을 갖는 냉간 압연 및 열간 프레스 성형된 고강도 강 제품 및 그 제조 공정
CN113106352B (zh) * 2021-04-09 2022-02-11 常州大学 一种纳米增强抗氢脆中锰钢及其制备方法
CN113584264B (zh) * 2021-07-29 2023-07-28 江苏徐工工程机械研究院有限公司 一种低碳合金钢及销轴及其制备方法
CN116287965A (zh) * 2021-12-20 2023-06-23 四川大学 一种V-Ti-N微合金化高强钢及其P-Q&P工艺
CN114672619B (zh) * 2022-03-21 2023-07-18 山东建筑大学 一种循环预处理及q&p工艺提升中锰钢塑韧性的方法
CN114672633B (zh) * 2022-03-27 2022-11-18 西北工业大学 一种利用脱碳在全奥氏体高锰钢中实现轧制退火与表面硬化同步进行的方法
WO2023191020A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2023191021A1 (ja) * 2022-03-31 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN114770049B (zh) * 2022-05-13 2023-12-15 无锡华美新材料有限公司 一种5g通讯pcb制造用超硬模板制造方法
WO2024053736A1 (ja) * 2022-09-09 2024-03-14 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN118048578A (zh) * 2022-11-17 2024-05-17 育材堂（苏州）材料科技有限公司 一种低碳的高韧性热冲压成形构件及钢板

Family Cites Families (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5635605A (en) 1980-07-14 1981-04-08 Nippon Denso Co Ltd Control device for electric motor vehicle
US4650333A (en) * 1984-04-12 1987-03-17 International Business Machines Corporation System for measuring and detecting printed circuit wiring defects
JPH06316729A (ja) * 1993-04-28 1994-11-15 Kobe Steel Ltd 高延性高強度薄鋼板の製造方法
FR2780984B1 (fr) 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
FR2807447B1 (fr) 2000-04-07 2002-10-11 Usinor Procede de realisation d'une piece a tres hautes caracteristiques mecaniques, mise en forme par emboutissage, a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud et revetue
JP4306202B2 (ja) * 2002-08-02 2009-07-29 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP4000943B2 (ja) * 2002-08-02 2007-10-31 住友金属工業株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP4630188B2 (ja) 2005-12-19 2011-02-09 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接部の接合強度および熱間成形性に優れた熱間成形用鋼板並びに熱間成形品
ATE477348T1 (de) 2006-06-07 2010-08-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verwendung eines aus einem mangan-bor-stahl hergestellten flachproduktes und verfahren zu dessen herstellung
DE102007033950A1 (de) 2006-07-19 2008-01-31 Benteler Automobiltechnik Gmbh Werkstück aus einer hochfesten Stahllegierung und dessen Verwendung
WO2008110670A1 (fr) 2007-03-14 2008-09-18 Arcelormittal France Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
US8435363B2 (en) * 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
EP2530179B1 (en) * 2010-01-26 2018-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, and process for production thereof
JP5856002B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 衝突エネルギー吸収能に優れた自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
WO2013014481A1 (fr) 2011-07-26 2013-01-31 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Pièce d'acier soudée préalablement mise en forme à chaud à très haute résistance mécanique et procédé de fabrication
CN103703156B (zh) * 2011-07-29 2016-02-10 新日铁住金株式会社 成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
CA2848161A1 (en) * 2011-09-13 2013-03-21 Tata Steel Ijmuiden B.V. High strength hot dip galvanised steel strip
JP5699889B2 (ja) * 2011-09-30 2015-04-15 新日鐵住金株式会社 引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CA2850332C (en) * 2011-09-30 2016-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical cutting property, and manufacturing method thereof
KR101617115B1 (ko) * 2012-01-05 2016-04-29 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
TWI468534B (zh) * 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
CN109023051A (zh) * 2012-08-15 2018-12-18 新日铁住金株式会社 热压用钢板、其制造方法以及热压钢板构件
WO2014037627A1 (fr) 2012-09-06 2014-03-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication de pieces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prerevêtues permettant la fabrication de ces pieces
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
WO2015001367A1 (en) * 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
EP3101147B1 (en) * 2014-01-29 2018-08-15 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2015162445A1 (fr) 2014-04-25 2015-10-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede et dispositif de preparation de toles d'acier aluminiees destinees a etre soudees puis durcies sous presse; flan soude correspondant
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
JP6319443B2 (ja) * 2014-07-18 2018-05-09 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
EP3181715B1 (en) 2014-10-24 2019-01-02 JFE Steel Corporation High-strength hot-pressing member and method for producing same
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
KR101665805B1 (ko) * 2014-12-23 2016-10-13 주식회사 포스코 미소크랙이 억제된 열간 프레스 성형품 및 그 제조방법
JP6052471B2 (ja) * 2015-01-15 2016-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6052472B2 (ja) 2015-01-15 2016-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
WO2017006144A1 (en) 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
JP6222198B2 (ja) 2015-10-19 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材およびその製造方法
KR101696121B1 (ko) 2015-12-23 2017-01-13 주식회사 포스코 내수소지연파괴특성, 내박리성 및 용접성이 우수한 열간성형용 알루미늄-철 합금 도금강판 및 이를 이용한 열간성형 부재
MX2019001760A (es) * 2016-08-16 2019-06-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Pieza conformada por prensado en caliente.
CN106334875A (zh) 2016-10-27 2017-01-18 宝山钢铁股份有限公司 一种带铝或者铝合金镀层的钢制焊接部件及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
RU2020130466A (ru) 2020-11-11
US20230203617A1 (en) 2023-06-29
KR20230174280A (ko) 2023-12-27
US11629388B2 (en) 2023-04-18
JP7495974B2 (ja) 2024-06-05
KR20220077151A (ko) 2022-06-08
UA123754C2 (uk) 2021-05-26
CA3065037A1 (en) 2018-12-06
RU2020130466A3 (uk) 2021-06-04
KR102402130B1 (ko) 2022-05-26
JP2023036879A (ja) 2023-03-14
CN114934238B (zh) 2023-09-08
WO2018220430A1 (en) 2018-12-06
CN110869521A (zh) 2020-03-06
ZA201907778B (en) 2023-02-22
BR112019025218A2 (pt) 2020-06-16
CA3121319A1 (en) 2018-12-06
CN110869521B (zh) 2022-05-31
RU2751717C2 (ru) 2021-07-16
CN114737137B (zh) 2023-10-24
CA3121319C (en) 2023-01-31
KR102489868B1 (ko) 2023-01-18
CN114635090A (zh) 2022-06-17
CA3065037C (en) 2021-09-07
WO2018220598A1 (en) 2018-12-06
US20230203616A1 (en) 2023-06-29
MA48959A (fr) 2021-05-26
KR20220077152A (ko) 2022-06-08
CA3182702A1 (en) 2018-12-06
CN114934238A (zh) 2022-08-23
KR20230011493A (ko) 2023-01-20
JP7337704B2 (ja) 2023-09-04
RU2734938C1 (ru) 2020-10-26
CN114635090B (zh) 2023-12-22
CN114737137A (zh) 2022-07-12
MX2019014434A (es) 2020-01-27
US20200149129A1 (en) 2020-05-14
CA3182702C (en) 2024-05-07
JP2020523473A (ja) 2020-08-06
EP3631022A1 (en) 2020-04-08
KR20200014362A (ko) 2020-02-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA126715C2 (uk) Листова сталь для виготовлення підданих загартуванню під пресом деталей, піддана загартуванню під пресом деталь, яка характеризується наявністю комбінації з високої міцності і пластичності при зіткненні в ході аварії, і способи їх виготовлення
JP7299956B2 (ja) プレス焼入れのための鋼板を製造する方法及びプレス焼入れのためのレーザ溶接ブランクを製造する方法
JP7506721B2 (ja) 改善された延性を備えた高強度鋼製部品の製造方法、及び前記方法により得られた部品
KR102679767B1 (ko) 프레스 경화 부품 제조용 강판, 고강도와 충돌 연성의 조합을 갖는 프레스 경화 부품, 및 그 제조 방법