CN110724879A - 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法 - Google Patents

热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110724879A
CN110724879A CN201911190311.8A CN201911190311A CN110724879A CN 110724879 A CN110724879 A CN 110724879A CN 201911190311 A CN201911190311 A CN 201911190311A CN 110724879 A CN110724879 A CN 110724879A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
hot
hot press
steel
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Granted
Application number
CN201911190311.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110724879B (zh
Inventor
浅井达也
水田直气
大森裕之
儿岛岳志
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Workshop
Original Assignee
Kobe Steel Workshop
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 Kobe Steel Workshop filed Critical Kobe Steel Workshop
Publication of CN110724879A publication Critical patent/CN110724879A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110724879B publication Critical patent/CN110724879B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C22C38/14—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
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/673—Quenching devices for die quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/10—Oxidising
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Shaping Metal By Deep-Drawing, Or The Like (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

本发明确立一种使用Si含量较多的钢板进行热压成形来制造钢构件的方法，即使不将热压成形条件控制在较窄范围，也能稳定且可靠地抑制该热压成形过程中的氧化皮脱落或剥离，可以良好地进行热压成形。所述的钢板，以质量比例计，含有C：0.15％以上且0.35％以下、Si：1.0％以上且3.0％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、Al：超过0％且0.10％以下、Ti：([N]×48/14)％以上且0.10％以下，其中所述[N]表示钢板中的N量、B：5ppm以上且50ppm以下、P：超过0％且小于0.015％、S：超过0％且0.010％以下、和N：超过0％且0.010％以下，余部为铁和不可避免的杂质，从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度为0.70质量％以上。

Description

热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法
本申请是申请号：201480069855.8，申请日：2014.12.22，发明名称：“热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及热成形用钢板、以及使用该热成形用钢板的热压成形钢构件的制造方法。
背景技术
为了实现兼顾例如汽车用钢部件的碰撞安全性和轻量化这两者，正在推进构成该钢部件的原材料的高强度化。另一方面，在制造上述钢部件时，对使用的钢板要求高加工性。但是，在对高强度化的钢板进行冷加工(例如：冷压成形)时，存在压制成形负荷增大、或者尺寸精度显著劣化等问题。
作为解决上述问题的方法，例如有将作为原材料的钢板在加热的状态下进行压制成形、使得成形和高强度化同时实现而得到钢构件的热压成形法。该方法中，将处于高温状态的钢板利用凸模(punch)、凹模(die)这样的模具进行成形，并且在成形下死点进行保持冷却，由此进行从钢板向所述模具的排热骤冷，实施原材料的淬火。通过实施这样的成形法，可以得到尺寸精度良好而且高强度的成形品。进而，与在冷状态下进行成形以获得相同强度等级的钢构件的情形相比，可以减少成形负荷。
但是，上述方法存在如下问题：形成于钢板表面的氧化皮在热压成形时脱落，附着于模具而污染模具、或者脱落的氧化皮被压入钢板表面而在钢构件表面产生伤痕。
作为解决上述问题的技术，例如在专利文献1中记载有：通过使钢板表层部中的Si和Al的含量高于钢板内部，从而可以抑制热处理时的高温加热中的氧化皮的生成；以及，对于形成上述钢板表层部，可以优化热轧步骤和退火步骤中的各条件。在专利文献2中示出有：如果将供于热加工的钢板的Cr含量设为超过1.0％，则可抑制加热中的氧化皮生成，此外，通过将钢板的S含量减少至0.001％以下，从而提高热状态下的氧化皮附着性，结果在热加工之际氧化皮剥离量显著减少。
在专利文献3中示出有：钢板组成中，如果将S含量减少至0.001％以下而且含有0.0002％以上的稀土类元素，则提高所生成的氧化皮的附着性。在专利文献4中示出有：钢板组成中，通过将S含量减少至0.001％以下，从而提高所生成的氧化皮的附着性，此外，通过含有0.2％以上的Al，从而抑制氧化皮的成长，结果在热加工之际氧化皮剥离量减少。
另一方面，在合金元素中，Si是对于确保延性的同时实现高强度化有效的元素。因此，作为强度与延性的平衡优异的钢板，使用增加了Si含量的钢板。此外，Si是在利用热压制造钢构件时，发挥出抑制在成形过程生成的马氏体的自回火的优异效果，对于减少钢构件中的硬度不均匀也有用的元素。但是，在上述专利文献1～4中，钢板的Si含量都较少，在制造的构件的硬度稳定性方面都存在问题。
在专利文献5中示出有：在钢板表面上以面积率为7％以上的比例来分散10个/10000μm2以上的凹部的方案；另一方面，在专利文献6中示出有：当将截面观察的表面线长设为L1、将直线线长设为L2且将表面线长比设为R时，使钢板表面形成为具有满足R＝L1/L2×100≧110％那样的凹凸的形状的方案；根据此些方案，在进行热压时，氧化皮的底部进入凹部，氧化皮就附着在基体铁界面，从而可以防止热压时的氧化皮剥离。此外，上述专利文献5和专利文献6中示出有：为了形成上述的钢板表面，通过酸洗来溶解去除的量设为20μm以下(也就是说，不充分进行酸洗至基体铁均匀溶解，而成为在酸洗板表面残留凹部的状态)，由此提高氧化皮的物理附着性。应予说明，针对在专利文献5和6的实施例中使用的钢板而言，由于Si含量较少或者Mn含量偏低，因此在Mn含量偏低的情况下，存在热压后的构件中的硬度不均匀会变大的问题。
上述专利文献1～6中任一者的技术都是通过抑制热压时的氧化皮生成来抑制氧化皮脱落或剥离的技术，但在热压成形的实际操作中，存在加热温度、加热时间等的变动。因此，根据热压成形条件，有时可能会产生氧化皮脱落或剥离。特别是在需要严格控制上述热压成形条件的部位，存在仅采用上述技术无法可靠地防止氧化皮的脱落或剥离的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利公开公报特开2011-099149号
专利文献2：日本专利公开公报特开2010-174302号
专利文献3：日本专利公开公报特开2010-174306号
专利文献4：日本专利公开公报特开2010-174307号
专利文献5：日本专利公开公报特开2008-240046号
专利文献6：日本专利公开公报特开2008-240047号
发明内容
发明要解决的问题
本发明是着眼于如上述的状况而完成的发明，其目的在于：提供一种使用Si含量较多的钢板进行热压成形来制造钢构件的方法，即使不将热压成形条件控制在较窄范围，也能够可靠地抑制该热压成形过程中的氧化皮脱落或剥离而良好地进行热压成形，以便制造外观性状优异的钢构件，本发明的目的还在于：提供一种适合用于该方法的热成形用钢板。
用于解决问题的方案
能够解决上述问题的本发明的热成形用钢板，其特征在于：以质量比例计，含有C：0.15％以上且0.35％以下、Si：1.0％以上且3.0％以下、Mn：1.0％以上且3.0％以下、Al：超过0％且0.10％以下、Ti：([N]×48/14)％以上且0.10％以下，其中所述[N]表示钢板中的N量、B：5ppm以上且50ppm以下、P：超过0％且小于0.015％、S：超过0％且0.010％以下、N：超过0％且0.010％以下，余部为铁和不可避免的杂质，从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度为0.70质量％以上。
在本发明的优选实施方式中，所述从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度为0.85质量％以上。
所述热成形用钢板优选：作为其它元素，以质量比例计，还含有从由Cr：超过0％且1.0％以下、Mo：超过0％且0.5％以下、以及V、Nb和W中的1种以上：超过0％且0.5％以下所构成的组中选择的1种以上的元素。
本发明还包括：使用所述热成形用钢板制造热压成形钢构件的方法。该制造方法的其特征在于：对所述热成形用钢板进行加热及热压成形制造钢构件，其中，在加热温度1100℃以下进行所述加热，并且在从加热开始到热压成形结束的期间内，在氧化性气氛中且800℃以上的滞留时间为40秒以下，而且所述热压成形的开始温度为600℃以上。
发明的效果
根据本发明，在使用Si量较高的钢板进行热压成形时，即使不将热压成形条件控制在较窄范围，也能够可靠地抑制该热压成形过程中的氧化皮的脱落或剥离，可以良好地热压成形。其结果，作为钢构件，可以得到外观上没有挤压伤痕等而呈现美观且高强度的钢构件。此外，还可抑制模具的污染，因此还可以大幅减少模具检修的次数。
附图说明
图1表示实施例中的辉光放电发射光谱法(Glow Discharge Optical EmissionSpectrometry,GDOES)的测定结果，a表示表2中的钢板No.2的结果，b表示表2中的钢板No.1的结果。
图2是包括钢板表层的板厚方向截面的SEM(Scanning Electron Microscope，扫描电子显微镜)照片，a表示表2中的钢板No.2的照片，b表示表2中的钢板No.1的照片。
图3是在实施例的热成形试验中使用的热加工再现试验装置的侧面示意图。
图4是表示在实施例的热成形试验中的加热及冷却曲线的图。
图5是实施例的钢构件表面的照片，a表示表3-1中的实验No.11B的钢构件的照片，b表示表3-1中的实验No.11A的钢构件的照片。
图6是表示实施例的热压成形条件与氧化皮附着性的关系图，A表示使用钢板No.2的情形，B表示使用钢板No.3的情形，C表示使用钢板No.1的情形。
符号说明
1 热加工再现试验装置
2 作为固定模的压紧上模
3 压紧下模
4 试验片
5 加热电极
6 热电偶
7 鼓凸冲头
8 压紧弹簧
X 内部氧化层
Z 热压成形时刻
具体实施方式
本发明人为了解决上述问题，首先着眼于热压成形中所使用的钢板进行了深入研究。其结果想到如下的构思：形成在钢板的内部(具体地说，在从钢板最表面到板厚方向深度10μm的区域中)存在氧化物的状态、即具有内部氧化层(具体地说，在晶粒边界和晶粒内的至少一方中存在氧化物)的状态即可，从而完成了本发明。以下有时将热压成形中所使用的钢板称为“坯件(blank)”。此外，以下有时将所述从钢板最表面到板厚方向深度10μm的区域称为“表层”。
如果将上述具有内部氧化层的钢板在大气中等氧化性气氛中暴露于高温，则包含内部氧化层的表层全部变为氧化皮层。这时，构成内部氧化层的氧化物(具体地说，含有Si、Mn等元素的内部氧化粒子)凝集在与基体铁的界面。本发明人推测：该凝集于基体铁的界面的内部氧化粒子提高基体铁与氧化皮的附着性，其结果可以抑制热压成形时的氧化皮的剥离或脱离(也就是，可以提高氧化皮高温附着性)。
本发明中，为了掌握上述内部氧化的程度，将从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度作为指标。以下将该“从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度”称为“表层氧浓度”。将该表层氧浓度作为指标的理由在于：如后述的实施例所示，从钢板最表面到板厚方向10μm深度的区域的氧浓度被判断为有助于提高高温下的氧化皮的附着性。
本发明中，使用具有各种表层氧浓度的钢板，进行热压成形，如后述实施例中所示，用目测观察所得的钢构件的表面性状，调察了钢板的表层氧浓度与所得钢构件的表面性状之间的关系。其结果发现：如果使上述表层氧浓度设为0.70质量％以上，则即使不将热压成形条件控制在较窄范围，也可靠地抑制热压成形时氧化皮从钢板表面的脱落或剥离，所得的钢构件显示出良好的外观。所述表层氧浓度优选设为0.80质量％以上，更优选设为0.85质量％以上，进一步优选设为超过0.85质量％，更进一步优选设为0.90质量％以上。使用满足该表层氧浓度的钢板得到的热压钢构件在热压后可以采用以往进行的喷丸清理等方法除去氧化皮，可以毫无问题地实施后续的焊接和/或涂装。
另一方面，在所述表层氧浓度过高的钢板的情况下，钢构件的焊接性变差。从这样的观点考虑，所述表层氧浓度的上限优选大致设为1.30质量％以下。所述表层氧浓度的上限更优选设为1.20质量％以下，进一步优选设为1.10质量％以下。
在所述表层氧浓度小于0.70质量％的情况下，如果将加热温度、以及在氧化性气氛中且高温下的滞留时间等的热压成形条件控制在有限的较窄范围内，则有时抑制氧化皮的脱落或剥离。但是如上所述，在热压成形的实际操作中加热温度、加热时间等会变动，难以控制在上述较窄条件范围内。因此，在将所述表层氧浓度小于0.70质量％的钢板使用于热压成形中的情况下，不能够可靠地抑制氧化皮的脱落或剥离。
如后述实施例所示，所述表层氧浓度可以测定利用辉光放电发射光谱法得到的板厚深度方向的氧浓度分布来求出。
为了良好地进行热压成形，并且确保由热压成形得到的钢构件的强度、焊接性等特性，上述钢板的化学成分组成设为如下。以下所示的化学成分组成中的“％”表示“质量％”，“ppm”表示“质量ppm”。
C：0.15％以上且0.35％以下
为了得到高强度的钢构件(例如：抗拉强度为1180MPa以上的钢构件)，将钢板的C量设为0.15％以上。C量优选设为0.17％以上，更优选设为0.20％以上。另一方面，如果考虑钢构件的焊接性，则C量的上限设为0.35％以下。C量优选设为0.30％以下，更优选设为0.25％以下。
Si：1.0％以上且3.0％以下
Si是提高抗回火软化性且确保高强度所必需的元素。此外，如上所述，Si是具有在不使强度降低的条件下使延性提高之效果的元素，且是对于抑制马氏体的回火软化、减少构件中的硬度不均匀也有效的元素。此外，如果Si量较少则内部氧化层的生成不充分，无法得到必要的表层氧浓度。为了发挥这些效果，将Si量设为1.0％以上。Si量优选设为1.05％以上，更优选设为1.10％以上，进一步优选设为1.14％以上。另一方面，如果Si量变得过剩，则钢板的表层氧浓度也变得过剩。此外，所得的钢构件的焊接性变差。因此，Si量设为3.0％以下。Si量优选设为2.5％以下，更优选设为2.0％以下。
Mn：1.0％以上且3.0％以下
Mn是为了提高钢板的淬火性且得到高强度的构件所必需的元素。从该观点考虑，将Mn量设为1.0％以上。Mn量优选设为1.1％以上，更优选设为1.3％以上，进一步优选设为1.5％以上，更进一步优选设为1.8％以上。但是，即使Mn量超过3.0％，其效果也饱和，成为成本上升的主要原因。因此在本发明中，将Mn量设为3.0％以下。Mn量优选设为2.8％以下，更优选设为2.5％以下。
Al：超过0％且0.10％以下
Al是用于脱氧的元素，Al量可以为0.01％以上。但是如果Al量增加，则Ac3点上升效果变大，其结果：需要提高热压时的加热温度，从而容易在钢板表面形成氧化物，而且生产效率也变差。因此将Al量设为0.10％以下。优选设为0.050％以下。
Ti：([N]×48/14)％以上且0.10％以下，其中所述[N]表示钢板中的N量。以下相同。
Ti是对于将N固定为TiN而使B以固溶状态存在并确保淬火性有效的元素。从该观点考虑，Ti量设为([N]×48/14)％以上。如果考虑在通常制钢步骤的钢中N量，则优选设为0.015％以上。另一方面，如果Ti量变得过剩，则钢板强度提高到过度的程度，切割、冲裁工具寿命降低，结果导致成本提高。因此将Ti量设为0.10％以下。Ti量优选设为0.07％以下，更优选设为0.05％以下。
B：5ppm以上且50ppm以下
B是提高钢材的淬火性且有助于钢构件的高强度化的元素。为了发挥该效果，在含有上述量的Ti的同时含有5ppm以上的B。B量优选设为15ppm以上，更优选设为20ppm以上。另一方面，如果过量含有B，则过量生成BN而导致韧性劣化。因此，将B量控制为50ppm以下。B量优选控制为40ppm以下，更优选控制为35ppm以下。
本发明所涉及的坯件和钢构件这样的钢材的成分如上所述，余部为铁和例如P、S、N、O等不可避免的杂质。对于不可避免的杂质中的P和S而言，从确保焊接性等的观点考虑，优选将P减少至小于0.015％，更优选减少至0.013％以下，进一步优选减少至0.010％以下；另一方面，优选将S减少至0.010％以下，更优选减少至0.008％以下，进一步优选减少至0.005％以下。此外，如果N量变得过剩，则导致热成形后的韧性劣化、或者焊接性等劣化，因此N量优选控制为0.010％以下，更优选控制为0.0080％以下，进一步优选控制为0.0050％以下。再说，O会成为表面缺陷的原因，因此优选控制为0.010％以下，更优选控制为0.008％以下。
此外，在不损害本发明效果的范围内，作为其它元素，还可以含有下述元素。
从由Cr：超过0％且1.0％以下、Mo：超过0％且0.5％以下、以及V、Nb和W中的1种以上：超过0％且0.5％以下所构成的组中选择的1种以上的元素
Cr是对于提高钢板的淬火性有效的元素。此外，其是还对于确保在压制前加热时难以产生氧化皮这样的优异耐氧化性有效的元素。为了发挥这些效果，优选含有0.1％以上的Cr。更优选含有0.2％以上。但是，如果Cr量变得过剩，则其效果饱和而成为成本上升的主要原因，因此Cr量优选设为1.0％以下。Cr量更优选设为0.8％以下，进一步优选设为0.5％以下。
Mo是为了提高钢板的淬火性有效的元素。为了发挥该效果，优选含有0.05％以上的Mo。Mo量更优选为0.10％以上。但是，如果Mo量变得过剩，则其效果饱和而成为成本上升的主要原因，因此上限优选设为0.5％以下。Mo量更优选设为0.4％以下，进一步优选设为0.3％以下。
V、Nb、W在钢板中作为碳化物存在，由此具有在热压的加热过程中抑制钢板微观组织粗大化的效果，适合用于提高钢构件的韧性。可以单独含有这些元素，也可以含有2种以上的这些元素。为了充分发挥上述效果，优选将这些元素的总量设为0.01％以上。所述总量更优选设为0.03％以上。但是，如果过量含有这些元素，则其效果饱和而成为成本上升的主要原因，因此这些元素的总量优选设为0.5％以下。该总量更优选设为0.3％以下，进一步优选设为0.2％以下，更进一步优选设为0.1％以下。
钢板的制造方法
为了在钢板表层的晶粒边界和晶粒内的至少一方积极地存在氧化物，从而得到满足规定的表层氧浓度的钢板，作为工艺条件可列举(i)热轧后在高温下进行卷取；以及(ii)酸洗中缩短酸洗时间。以下，对于该(i)、(ii)的工艺条件进行说明。
对于上述(i)
在精轧温度：例如850～950℃下完成热轧后，在卷取温度：600℃以上进行卷取。这样通过在高温下进行卷取而得到具有内部氧化层的钢板。所述卷取温度更优选为620℃以上，进一步优选为630℃以上，更进一步优选为650℃以上。另一方面，如果卷取温度过高，则钢板的内部氧化层变得过厚。如果使用这样的钢板来制造钢构件，则导致钢构件的焊接性劣化。因此，上述卷取温度的上限可以设为大致800℃以下。
对于上述(ii)
在采用Si含量较多的钢板的情况下，例如日本专利公开公报特开2012-219366号所示，在上述卷取后进行的酸洗通常延长酸洗时间等而使溶解量增加，不仅除去钢板表面的氧化皮层，还除去包括晶粒边界氧化物等的内部氧化层。但是在本发明中，从积极地残留由上述高温卷取而形成的内部氧化层的观点考虑，将酸洗控制在必要的最小限度。在缩短酸洗时间方面，本发明与现有技术不相同。
作为上述酸洗条件，例如可列举：酸洗液的酸的种类为盐酸、硫酸、硝酸、或者含硝酸的混合酸；酸浓度为5～30质量％；酸洗液的温度为50～100℃。在设定酸洗条件时，为了掌握内部氧化层不被除去的酸洗条件范围，优选预先确认酸洗条件(具体地说，上述酸洗液的酸的种类、酸浓度、酸洗液的温度、酸洗时间等)与酸洗后的内部氧化层的残留量之间的关系。
应予说明，作为抑制内部氧化层的溶解或除去的方法，考虑了在酸洗液中加入吸附于钢板表面而抑制过度酸洗的物质亦即抑止剂(inhibitor)。但是，为了获得具有内部氧化层的钢板的情况下，该方法没有效果，以下对此进行说明。通常，为了在酸洗步骤中仅除去钢板表面的氧化皮层而尽量抑制基体铁的溶解，从而添加上述抑止剂。使用含有抑止剂的酸洗液对不具有内部氧化层的钢板(例如：降低卷取温度而得到的钢板)进行酸洗时，如果除去钢板表面的氧化皮层，则上述抑止剂吸附于基体铁表面而抑制基体铁的溶解。另一方面，使用添加有抑止剂的酸洗液对具有内部氧化层的钢板进行酸洗时，即使添加了抑止剂，由于在基体铁的晶粒边界存在氧化物粒子，因此晶粒边界容易被酸浸蚀，如果在浸渍于酸洗液的状态过度放置，则有用的内部氧化层也被溶解或除去。也就是说，作为抑制内部氧化层的溶解或除去的方法，抑制过度酸洗时通常使用的添加抑止剂的方法是不充分的，如上所述，在预先掌握了酸洗条件与酸洗后的内部氧化层的残留量之间的关系的基础上，确定酸洗条件为宜。
本发明的钢板包括：进行酸洗而得到的热轧状态的钢板；进一步进行冷轧而得到的冷轧钢板；对该冷轧钢板进一步实施退火而得到的钢板。
钢构件的制造方法
通过将上述控制了表层氧浓度的钢板使用于热压成形，来可以抑制氧化皮的脱落或剥离，但是为了可靠地抑制该氧化皮的脱落或剥离，需要如下控制热压成形时的条件。
加热温度T1：1100℃以下
如果热压成形前的加热温度T1过高，则容易产生氧化皮，因而即使使用规定的钢板也容易发生氧化皮的脱落。因此在本发明中，将上述加热温度T1设为1100℃以下。优选设为1050℃以下，更优选设为1000℃以下，进一步优选设为980℃以下，更进一步优选设为950℃以下。另一方面，为了将组织成为马氏体单相且确保钢构件的高强度，优选将上述加热温度设为850℃以上，更优选设为880℃以上。
加热气氛可以是氧化性气氛、还原性气氛、或者非氧化性气氛。也可以不进行在上述加热温度下的保持，但在加热气氛为氧化性气氛的情况下，可以在后述的“在氧化性气氛中且800℃以上的滞留时间”成为40秒以下的范围内进行保持。在加热时的气氛为还原性气氛或非氧化性气氛的情况下，不受上述滞留时间的限制，可以在15分钟以下的范围内进行保持。此外，对于从室温升温至上述加热温度的速度，在加热气氛为氧化性气氛的情况下，只要上述滞留时间成为40秒以下的范围内则没有特别限制，在加热气氛为还原性气氛或非氧化性气氛的情况下，没有特别的限制。
从加热开始到热压成形结束的期间内，在氧化性气氛中且800℃以上的滞留时间：40秒以下
本发明人认为：即使基体铁与氧化皮的附着性高，如果在氧化性气氛中且高温下的滞留时间过长，则氧化皮变厚，在氧化皮内产生裂纹而氧化皮变得容易脱落。因此在本发明中，将热压成形中的从加热开始到热压成形结束的期间内，在氧化性气氛中且800℃以上的滞留时间设定为40秒以下。该滞留时间优选为35秒以下，更优选为32秒以下，进一步优选为30秒以下，进一步优选为25秒以下，进一步优选为22秒以下，特别优选为20秒以下。另一方面，从使内部氧化层凝集于界面的观点考虑，上述滞留时间的下限为5秒左右。
上述滞留时间的限制是以气氛为氧化性气氛的情形为对象，不是以非氧化性气氛或还原性气氛的情形为对象。其理由在于：该非氧化性气氛或还原性气氛的情况下，在加热中全部生成氧化皮的情形几乎不会发生。因此，例如：从加热开始到达上述加热温度、进而在该加热温度下保持的情况下，并且，在到达该保持为止为非氧化性气氛或还原性气氛、然后将钢板暴露于大气气氛的情况下，该暴露于大气气氛的时刻(也就是，暴露于氧化性气氛的时刻)为上述滞留时间的开始时刻。
热压成形的开始温度：600℃以上
如果热压成形的开始温度(也就是，在最初的成形中，坯件的一部分首次接触模具的时刻的坯件温度)过低，则氧化皮本身的延性不足，本发明人认为：在这种情况下，在成形过程中也会发生氧化皮脱落。以下有时将所述热压成形的开始温度称为“成形开始温度”。在本发明中，将该成形开始温度设为600℃以上。成形开始温度优选设为650℃以上，更优选设为680℃以上。应予说明，上述成形开始温度的上限可以设为例如800℃以下。
热压成形中的上述以外的条件没有特别的限定。热压成形可以仅进行一次，也可以进行多次。从压制生产效率的观点考虑，成形时的下死点保持可以在15秒以下的范围内进行，该范围包括0秒(也就是，不进行下死点保持)的情况。此外，脱模后的冷却，没有特别规定，例如可以自然冷却。
本申请基于2013年12月25日申请的日本国专利申请第2013-267835号主张优先权的利益。2013年12月25日申请的日本国专利申请第2013-267835号的说明书的全部内容引入本申请用于参考。
实施例
以下列举实施例更具体地说明本发明，但本发明根本不受下述实施例限制，当然可以在能符合前述和后述的主旨的范围内适当地加入变更进行实施，这些也都包含在本发明的技术范围内。
实施例1
在实施例1中，以如下的方式进行了钢板的评价。将表1所示化学成分组成的钢材用转炉进行熔炼，通过连续铸造来制作230mm厚的板坯，进行了热轧。在热轧中，使用加热炉将所述板坯加热至1250℃，然后进行粗轧、精轧，使得板厚成为2.3mm，其后，冷却至表2所示的卷取温度，卷取成卷状。然后进行了酸洗。酸洗液如表2所示那样均使用了浓度为10质量％且液温为83℃的盐酸。
在酸洗步骤中，首先作为预备实验，从热延后的钢板切割50mm×50mm的试验片，在实验室中，作为酸洗液使用浓度为10质量％且液温为83℃的盐酸，通过多种改变酸洗时间，求出了酸洗时间与内部氧化层的残留程度之间的关系。所述内部氧化层的残留程度通过酸洗前后的质量变化和截面观察来进行了确认。其结果确认到酸洗时间为30秒时仅除去了氧化皮，且确认到酸洗时间为86秒时不仅除去了氧化皮而且内部氧化层自身全部被除去了。以确认到的上述结果为基础，如表2所示那样改变酸洗时间，在除去钢板表面生成的氧化皮的同时，改变了内部氧化层的残留程度。
上述酸洗后进行冷轧直到板厚达到1.4mm，得到了冷轧状态的钢板。
使用上述冷轧状态的钢板，按照下述的要点进行了表层氧浓度的测定、以及用于评价热状态下的氧化皮附着性的热成形试验。
表层氧浓度的测定
采用辉光放电发射光谱法，进行了表层氧浓度亦即“从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度”的测定。该分析使用SPECTRUMA ANALYTIK GmbH制的机种名：GDA750而进行了。测定条件如下：将测定对象设为钢板表面的直径4mm的区域；电力50W；2.5百帕的氩气中；使用辉光放电源(无水GDS、无水Glow Discharge Spectrometry)-SpectrumaAnalytik-Grimm型；测定脉冲设为50％。
详细而言，以如下的方式计算了表层氧浓度：求出从上述冷轧状态的钢板的宽度中央部切割的试验片的深度方向的氧浓度分布，对从最表面(即：深度0μm)到10μm深度的区域的氧浓度进行积分，用该积分值除以10μm而算出了表层氧浓度。在对于各表2的钢板No.所准备的上述试验片的一处进行了该测定。其结果示于表2。
表1
Figure BDA0002293398250000111
※余部：铁和除P、S、N、O以外的不可避免的杂质
表2
Figure BDA0002293398250000112
由表2可知如下内容。即：表2的钢板No.2由于酸洗时间过长，因此表层氧浓度变低。相对于此，钢板No.1由于热轧后在高温下进行卷取，而且酸洗时间缩短，因此得到表层氧浓度足够高的钢板。钢板No.3由于酸洗时间比所述钢板No.1稍长，因此表层氧浓度在本发明规定的范围内，略低于钢板No.1的表层氧浓度。
上述表2的钢板No.2、No.1的GDOES测定结果分别示于图1的a、b，上述表2的钢板No.2、No.1的钢板中的包括表层在内的板厚方向截面的SEM照片分别示于图2的a、b。图2中的X表示内部氧化层的截面观察结果。应予说明，上述图1的a、b中，除了示出氧的浓度分布之外，还示出Si的浓度分布作为参考。
将表层氧浓度不足且几乎不存在内部氧化层的例子亦即钢板No.2与表层氧浓度为一定值以上且具有内部氧化层的例子亦即钢板No.1的GDOES测定结果进行对比，可知：在图1的a所示的钢板No.2中，氧浓度从钢板最表面到深度约2～3μm急剧下降而与钢板内部的氧浓度大致相同(即：几乎不形成内部氧化层)。这也可以从图2的a中在虚线上方的区域中几乎没有产生内部氧化层而得以明确。相对于此，可知：在图1的b所示的钢板No.1中，从钢板最表面到深度10μm的氧浓度分布描绘为平缓的曲线，从钢板最表面到深度10μm充分存在氧(即：形成有内部氧化层)。这也可以从图2的b中从钢板最表面到约10μm深度(即：在虚线上方)的区域中存在内部氧化层而得以明确。
实施例2
在实施例2中，进行了钢构件的制造方法的评价。详细如下所述，进行热成形试验而评价了热状态下的氧化皮附着性。
热成形试验
从上述冷轧状态的钢板切割成尺寸为1.4mm厚×150mm宽×50mm长的形状并进行了脱脂，以便将它作为试验片。使用该试验片进行了热成形试验。该试验中，作为试验装置使用了富士电波工机株式会社制的、带有通电加热装置的热加工再现试验装置“ThermomasterZ”。如图3所示，在该试验装置1内设置鼓凸成形用模具中作为固定模的压紧上模2和具有压紧弹簧8的压紧下模3、以及试验片4，使用加热电极5通电加热后，首先通过使压紧下模3上升，在与作为固定模的压紧上模2之间夹持试验片4，然后将鼓凸冲头7向上方移动，以进行了热成形。作为试验片的钢板的温度使用热电偶6来掌控。热成形条件如下。
热成形条件
加热气氛：大气
成形高度：8mm
成形速度：13mm/秒
成形下死点保持时间：0.1秒
鼓凸冲头的直径：20mm
鼓凸冲头的前端R：10mm
本实施例实施的加热及冷却曲线示于图4。图4中Z表示热压成形时刻。如图4所示，从加热开始温度亦即室温，以平均升温速度：25℃/s，加热到加热温度(在本实施例中，“最高到达温度”亦即T1：900℃)，达到最高到达温度T1后，迅速停止通电(即：在最高到达温度的保持时间t1＝0秒)，进行了自然冷却。应予说明，图4中，为了说明在最高到达温度下的保持时间t1，表示为t1＞0的状态。在钢板的温度达到表3-1或表3-2所示的成形开始温度的时刻开始了热压成形。对于成形，在0.1秒下死点保持后，移走模具，然后自然冷却至室温。
本实施例中，在从加热开始到热压成形结束的期间内，气氛设为氧化性气氛，因此“在氧化性气氛中且800℃以上的滞留时间”，如上述图4的加热及冷却曲线所示，将升温步骤中从800℃到最高到达温度T1所需的时间th、最高到达温度下的保持时间t1、以及冷却步骤中从最高到达温度T1到800℃所需的时间tC求和(th+t1+tC)而算出。
氧化皮附着性的评价
对于上述热压成形中所得的钢构件(即：上述热成形后在移走了模具的状态下进行自然冷却并冷却至常温的状态的钢构件)的表面用目测进行了观察，调察有无氧化皮剥离。于是，将未观察到氧化皮剥离的钢构件作为氧化皮附着性良好而评价为OK，将观察到氧化皮剥离的钢构件作为氧化皮附着性差而评价为NG。其结果示于下述表3-1和表3-2。
上述钢构件表面的例子的照片示于图5。图5的a是表3-1的实验No.11B(即：使用钢板No.2的钢板的例子所得的钢构件)的照片。可知该图5的a中钢构件的表面剥离。另一方面，图5的b是表3-1的实验No.11A(即：使用钢板No.1的钢板的例子所得的钢构件)的照片。可知该图5的b中钢构件的表面没有剥离而得到良好外观的钢构件。表3-1的其它例子和表3-2的例子也如上述图5那样观察表面并进行了评价。
Figure BDA0002293398250000141
Figure BDA0002293398250000151
进而，采用上述表3-1、表3-2的结果，对本发明中规定的热压成形条件与氧化皮附着性之间的关系进行整理所得的图示于图6。由图6的A可知：在热压成形中使用钢板No.2(即：表层氧浓度为0.63质量％的钢板)的情况下，虽然采用规定的热压条件(具体地说，加热温度：1100℃以下；在从加热开始到热压成形结束的期间内在氧化性气氛中且800℃以上的滞留时间：40秒以下；所述热压成形的开始温度：600℃以上；的组合)，但是氧化皮附着性变差，在上述条件范围内不能够可靠地得到优异的氧化皮附着性。相对于此，如图6的B所示，在热压成形中使用本发明中规定的钢板No.3(即：表层氧浓度为0.85质量％的钢板)的情况下；以及，如图6的C所示，在热压成形中使用钢板No.1(即：表层氧浓度为0.95质量％的钢板)的情况下；在上述热压成形条件的范围内能够可靠地得到优异的氧化皮附着性。由所述图6可知：根据本发明，即使规定的滞留时间为22秒以上，甚至为32秒，也可以抑制热压成形时的氧化皮剥离，能够可靠地得到外观良好的钢构件。
应予说明，在热压成形中使用上述钢板No.1的表层氧浓度为0.95质量％的钢板的情况下，如上述表3-1和表3-2的实验No.4A、7A、10A及13A所示那样地在成形开始温度过低的情形下，以及，如上述表3-2的实验No.14A～18A所示那样地在热压成形中的800℃以上的滞留时间过长的情形下，热压成形时容易发生氧化皮的剥离，不能够可靠地得到优异的氧化皮附着性。

Claims (4)

1.一种热成形用钢板，其特征在于，
以质量比例计，
含有C：0.15％以上且0.35％以下、
Si：1.0％以上且3.0％以下、
Mn：1.0％以上且3.0％以下、
Al：超过0％且0.10％以下、
Ti：([N]×48/14)％以上且0.10％以下，其中所述[N]表示钢板中的N量、
B：5ppm以上且50ppm以下、
P：超过0％且小于0.015％、
S：超过0％且0.010％以下、和
N：超过0％且0.010％以下，
余部为铁和不可避免的杂质，
从钢板最表面到板厚方向10μm深度的钢板表层的平均氧浓度为0.70质量％以上。
2.根据权利要求1所述的热成形用钢板，其特征在于，所述从钢板最表面到板厚方向10μm深度的平均氧浓度为0.85质量％以上。
3.根据权利要求1所述的热成形用钢板，其特征在于，作为其它元素，以质量比例计，
还含有从由Cr：超过0％且1.0％以下、
Mo：超过0％且0.5％以下、以及
V、Nb和W中的1种以上：超过0％且0.5％以下
所构成的组中选择的1种以上的元素。
4.根据权利要求2所述的热成形用钢板，其特征在于，作为其它元素，以质量比例计，
还含有从由Cr：超过0％且1.0％以下、
Mo：超过0％且0.5％以下、以及
V、Nb和W中的1种以上：超过0％且0.5％以下
所构成的组中选择的1种以上的元素。
CN201911190311.8A 2013-12-25 2014-12-22 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法 Active CN110724879B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-267835 2013-12-25
JP2013267835 2013-12-25
CN201480069855.8A CN105849296B (zh) 2013-12-25 2014-12-22 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法
PCT/JP2014/083840 WO2015098799A1 (ja) 2013-12-25 2014-12-22 熱間成形用鋼板および熱間プレス成形鋼部材の製造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480069855.8A Division CN105849296B (zh) 2013-12-25 2014-12-22 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110724879A true CN110724879A (zh) 2020-01-24
CN110724879B CN110724879B (zh) 2022-06-14

Family

ID=53478653

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480069855.8A Active CN105849296B (zh) 2013-12-25 2014-12-22 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法
CN201911190311.8A Active CN110724879B (zh) 2013-12-25 2014-12-22 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480069855.8A Active CN105849296B (zh) 2013-12-25 2014-12-22 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法

Country Status (11)

Country Link
US (2) US20160319403A1 (zh)
EP (1) EP3088549B1 (zh)
JP (1) JP5852728B2 (zh)
KR (1) KR101892833B1 (zh)
CN (2) CN105849296B (zh)
BR (1) BR112016015011B1 (zh)
CA (1) CA2933679C (zh)
ES (1) ES2743417T3 (zh)
MX (1) MX2016008330A (zh)
RU (1) RU2625369C1 (zh)
WO (1) WO2015098799A1 (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20180015522A1 (en) * 2016-06-20 2018-01-18 Imam Khomeini International University High-speed hot forming and direct quenching
JP6916129B2 (ja) * 2018-03-02 2021-08-11 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN115404409A (zh) * 2018-03-27 2022-11-29 株式会社神户制钢所 热冲压用钢板
MX2021010795A (es) * 2019-03-12 2021-10-01 Jfe Steel Corp Miembro de prensado en caliente, metodo de produccion de lamina de acero para prensado en caliente y metodo de produccion de miembro de prensado en caliente.
CN111299326B (zh) * 2020-03-04 2022-03-18 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 一种耐铁皮脱落的无镀层热成型钢的制备方法及其产品
CN113684418A (zh) * 2021-08-11 2021-11-23 北京理工大学重庆创新中心 一种高淬透性的翻斗车车厢用热轧热成形高强钢

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010174307A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp ダイクエンチ用鋼板
JP2010174302A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp ダイクエンチ用鋼板
JP2010174306A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp ダイクエンチ用鋼板
JP2011236483A (ja) * 2010-05-12 2011-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱処理用鋼板およびその製造方法
CN102985571A (zh) * 2010-03-24 2013-03-20 杰富意钢铁株式会社 超高强度部件的制造方法及使用方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4631241B2 (ja) * 2001-09-21 2011-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 強度延性バランス、めっき密着性と耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板
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
EP1832667A1 (fr) * 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
CN101484601B (zh) 2006-05-10 2012-07-25 住友金属工业株式会社 热挤压成形钢板构件及其制造方法
JP4782057B2 (ja) 2007-03-27 2011-09-28 新日本製鐵株式会社 熱間プレス時のスケール密着性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4782056B2 (ja) 2007-03-27 2011-09-28 新日本製鐵株式会社 熱間プレス時のスケール密着性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5181517B2 (ja) 2007-04-13 2013-04-10 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス加工用鋼板
WO2009057731A1 (ja) * 2007-10-29 2009-05-07 Nippon Steel Corporation マルテンサイト型熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造非調質鋼部品
JP5323552B2 (ja) 2008-03-31 2013-10-23 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接継手の十字引張強度に優れた焼入れ用鋼板
JP5131844B2 (ja) 2008-08-12 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用熱延鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
JP5353642B2 (ja) 2009-11-06 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 熱処理用鋼板およびその製造方法
JP5024406B2 (ja) * 2010-03-24 2012-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 超高強度部材の製造方法および使用方法
BR112013007163A2 (pt) * 2010-09-30 2016-06-14 Jfe Steel Corp chapa de aço de alta resistência e método para fabricação da mesma
JP2012219366A (ja) 2011-04-14 2012-11-12 Jfe Steel Corp 耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼帯の製造方法
EP2702178A1 (en) * 2011-04-27 2014-03-05 Tata Steel Nederland Technology B.V. A steel strip composite and a method of making the same
CN103687968B (zh) 2011-07-21 2016-08-17 株式会社神户制钢所 热压成形钢构件的制造方法
JP5756773B2 (ja) 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP6001883B2 (ja) * 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010174307A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp ダイクエンチ用鋼板
JP2010174302A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp ダイクエンチ用鋼板
JP2010174306A (ja) * 2009-01-28 2010-08-12 Jfe Steel Corp ダイクエンチ用鋼板
CN102985571A (zh) * 2010-03-24 2013-03-20 杰富意钢铁株式会社 超高强度部件的制造方法及使用方法
JP2011236483A (ja) * 2010-05-12 2011-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱処理用鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
王龙姝著: "《稀土在低合金及合金钢中的应用》", 31 May 2016, 冶金工业出版社 *

Also Published As

Publication number Publication date
BR112016015011B1 (pt) 2021-06-08
RU2625369C1 (ru) 2017-07-13
US20200095660A1 (en) 2020-03-26
WO2015098799A1 (ja) 2015-07-02
US11365466B2 (en) 2022-06-21
CN105849296A (zh) 2016-08-10
JP5852728B2 (ja) 2016-02-03
BR112016015011A2 (pt) 2017-09-19
EP3088549A4 (en) 2017-06-14
US20160319403A1 (en) 2016-11-03
CN110724879B (zh) 2022-06-14
MX2016008330A (es) 2016-10-14
KR20160098434A (ko) 2016-08-18
CA2933679C (en) 2019-04-02
CA2933679A1 (en) 2015-07-02
CN105849296B (zh) 2020-06-12
ES2743417T3 (es) 2020-02-19
EP3088549A1 (en) 2016-11-02
KR101892833B1 (ko) 2018-08-28
EP3088549B1 (en) 2019-08-14
JP2015143392A (ja) 2015-08-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105849296B (zh) 热成形用钢板以及热压成形钢构件的制造方法
EP3358032B1 (en) Galvanized steel sheet for hot pressing and method for producing hot pressed molded article
CN110114500B (zh) 冲击特性优异的热压成型用镀覆钢板、热压成型部件及它们的制造方法
JP4766186B2 (ja) ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
CN106756697B (zh) 热冲压用镀锌钢板的制造方法
JP4630188B2 (ja) 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
EP2703511A1 (en) Steel sheet for hot stamping members and method for producing same
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
CN115003841B (zh) 钢板、部件及它们的制造方法
KR20180119616A (ko) 핫 프레스용 강판 및 그 제조 방법, 그리고 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법
CN110234781B (zh) 热冲压用合金化镀Al钢板及热冲压构件
JP6912007B2 (ja) 鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法
JP7095818B2 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法
TWI548755B (zh) 氮化處理用鋼板及其製造方法
KR101735220B1 (ko) 연질화 처리용 강판 및 그 제조 방법
CN112955575A (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
WO2016148045A1 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法
JP2006233251A (ja) 高純度フェライト系ステンレス鋼の製造方法およびその製品
KR101980470B1 (ko) 강판
WO2023199776A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2023189183A1 (ja) ホットスタンプ成形体
JP2010174295A (ja) 熱間打抜き性に優れたダイクエンチ用鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant