RU2423532C1 - Сталь для горячей штамповки или закалки в инструменте, обладающая улучшенной пластичностью - Google Patents

Сталь для горячей штамповки или закалки в инструменте, обладающая улучшенной пластичностью Download PDF

Info

Publication number
RU2423532C1
RU2423532C1 RU2009137930/02A RU2009137930A RU2423532C1 RU 2423532 C1 RU2423532 C1 RU 2423532C1 RU 2009137930/02 A RU2009137930/02 A RU 2009137930/02A RU 2009137930 A RU2009137930 A RU 2009137930A RU 2423532 C1 RU2423532 C1 RU 2423532C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
specified
equal
workpiece
less
Prior art date
Application number
RU2009137930/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2009137930A (ru
Inventor
Жан-Пьер ЛОРАН (FR)
Жан-Пьер Лоран
Тьерри МАЛОТ (FR)
Тьерри МАЛОТ
Original Assignee
Арселормитталь Франс
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 Арселормитталь Франс filed Critical Арселормитталь Франс
Publication of RU2009137930A publication Critical patent/RU2009137930A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2423532C1 publication Critical patent/RU2423532C1/ru

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • B32B15/012—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 aluminium or an aluminium alloy
    • 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
    • C21D1/18—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
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C21D8/0278—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
    • C21D8/0478—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 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
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/04—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
    • C23C2/26—After-treatment
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/68—Temporary coatings or embedding materials applied before or during 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
    • 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
    • C21D2211/005—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
    • 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
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12736—Al-base component
    • Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12757—Fe
    • 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
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
    • 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
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

Изобретение относится к изготовлению горячекатаных или холоднокатаных деталей. Техническим результатом изобретения является получение детали с гомогенной структурой и однородными механическими свойствами. Для достижения технического результата стальную деталь получают из стали, содержащей, мас.%: С: более или равным 0,040, но менее или равным 0,100; Мn: более или равным 0,80, но менее или равным 2,00; Si: менее или равным 0,30; S: менее или равным 0,005; Р: менее или равным 0,030; Аl: более или равным 0,010, но менее или равным 0,070; Nb: более или равным 0,015, но менее или равным 0,100; Ti: более или равным 0,030, но менее или равным 0,080; N: менее или равным 0,009; Сu: менее или равным 0,100; Ni: менее или равным 0,100; Сr: менее или равным 0,100; Мо: менее или равным 0,100 и Са: менее или равным 0,006, остальное: железо и неизбежные примеси, при этом микроструктура стальной детали состоит, по меньшей мере, из 75% равноосного феррита, мартенсита в количестве не менее 5% и не более 20%, и бейнита в количестве, не превышающем 10%. 5 н. и 7 з.п. ф-лы, 2 табл., 2 ил.

Description

Изобретение относится к изготовлению горячекатаных или холоднокатаных деталей, обладающих после горячей штамповки или закалки в инструменте наилучшей и гомогенной прочностью, улучшенным относительным удлинением и хорошей коррозионной стойкостью.
Для некоторых областей применения задачей является изготовление стальных деталей, в которых сочетается высокий предел прочности при растяжении, высокая ударная вязкость и хорошая коррозионная стойкость. Сочетание этих характеристик особенно желательно в автомобильной промышленности в связи со стремлением к существенному снижению веса транспортных средств. Эта цель, в частности, может быть достигнута благодаря использованию стальных деталей с высокими механическими свойствами, микроструктура которых является мартенситной или бейнитно-мартенситной, т.е. те детали, которые должны обладать вышеупомянутыми свойствами, например, детали, предотвращающие несанкционированное проникновение, конструкционные детали или детали, обеспечивающие безопасность автомобилей, к примеру поперечные элементы крыла и дверей, или элементы, обеспечивающие жесткость средней стойки.
В патенте Франции №2780984 описывается стальной лист с алюминиевым покрытием, обладающий очень высокой прочностью после термической обработки, включающей нагрев листа до температур в интервале от Ас3 до 1200°С с последующей горячей штамповкой в инструменте. Элементами, входящими в состав стали, являются С: от 0,15 до 0,5%; Mn: от 0,5 до 3%; Si: от 0,1 до 0,5%; Cr: от 0,01 до 1%, Ti: менее 0,2%; Al: менее 0,1%; Р: менее 0,1%; S: менее 0,05%; В: от 0,0005 до 0,08%. Легированный слой, сформированный при взаимной диффузии предварительного покрытия и стали во время термической обработки, обеспечивает защиту стали от обезуглероживания и коррозии.
В одном из вариантов осуществления изобретения при использовании стали, содержащей С: 0,231%; Mn: 1,145%; Si: 0,239%; Al: 0,043%; Р: 0,020%; S: 0,0038%; Cr: 0,179%; Cu: 0,009%; Ni: 0,020%; Ti: 0,032%; N: 0,0042%; Ca: 0,0051%; В: 0,0028%, имеется возможность после горячей штамповки получить прочность стали выше 1500 МПа, что связано с полностью мартенситной структурой стали.
В противоположность очень высокому уровню прочности стали относительное удлинение при разрыве является довольно низким после термической обработки и составляет приблизительно 5%. Однако в определенных областях применения нет необходимости в таком высоком уровне прочности, напротив требуется относительное удлинение при разрыве, превышающее 15%. В этих областях применения также необходима хорошая защита деталей от коррозии.
Конструктивное применение деталей относится к усиливающим ребрам толщиной приблизительно от 0,5 до 4 мм. Задача состоит в том, чтобы получить сталь, которая после термической обработки деталей будет обладать прочностью более 500 МПа и относительным удлинением при разрыве более 15%. При ударном воздействии сочетание этих механических свойств гарантирует высокое поглощение энергии. Требования необходимой прочности и относительного удлинения должны соблюдаться даже при различной скорости охлаждения в инструменте деталей толщиной 0,5 мм и деталей толщиной около 4 мм. При этом, например, нет необходимости переналаживать производственную линию, включая как нагрев, так и охлаждение, когда последовательно обрабатываются на линии детали различной толщины в пределах вышеупомянутого диапазона.
Кроме того, известно, что горячая штамповка детали или ее закалка при последовательной обработке в инструментах может привести к локальной деформации относительно большой величины в определенных областях детали. Контакт детали и инструмента может быть лучше или хуже до такой степени, что скорость охлаждения может быть неодинаковой в различных точках детали. Эти локальные изменения степени деформации или скорости охлаждения могут привести к таким последствиям, в результате которых после термической обработки деталь приобретет гетерогенную структуру и неоднородные свойства.
Задачей настоящего изобретения является решение вышеупомянутых проблем. В частности, задача изобретения состоит в том, чтобы создать горячекатаные или холоднокатаные детали, имеющие после горячей штамповки или закалки в инструменте прочность более 500 МПа и относительное удлинение при разрыве более 15%, при толщине деталей в диапазоне приблизительно от 0,5 до 4 мм. Другая задача изобретения состоит в том, чтобы создать детали с превосходной гомогенностью структуры и однородными механическими свойствами, т.е. такие, в которых прочность и относительное удлинение не изменяются на различных участках детали, даже при неодинаковой степени локальной деформации или при неодинаковой локальной скорости охлаждения в процессе изготовления детали.
Другая задача изобретения состоит в том, чтобы создать стальные детали, которые можно легко сварить при обычных процессах сборки (контактной электросваркой, дуговой сваркой, лазерной сваркой), т.е. детали, которые должны быть сварены прежде или после проведения горячей штамповки или закалки в инструменте.
При этом одной из задач изобретения является стальная деталь из стали с содержанием, в мас.%, С: более или равным 0,040%, но менее или равным 0,100%; Mn: более или равным 0,80%, но менее или равным 2,00%; Si: менее или равным 0,30%; S: менее или равным 0,005%; Р: менее или равным 0,030%; Al: более или равным 0,010%, но менее или равным 0,070%; Nb: более или равным 0,015%, но менее или равным 0,100%; Ti: более или равным 0,030%, но менее или равным 0,080%; N: менее или равным 0,009%; Cu: менее или равным 0,100%; Ni: менее или равным 0,100%; Cr: менее или равным 0,100%; Мо: менее или равным 0,100%, и Са: менее или равным 0,006%, причем остальное - железо и неизбежные примеси, образующиеся в результате плавки, и микроструктура стали состоит, по меньшей мере, из 75% равноосного феррита, мартенсита в количестве не менее 5%, но не более 20%, и бейнита в количестве, не превышающем 10%.
Другой задачей изобретения является стальная деталь, обладающая вышеуказанными свойствами, которая характеризуется содержанием в стали, в мас.%, С: более или равным 0,050%, но менее или равным 0,080%; Mn: более или равным 1,20%, но менее или равным 1,70%; Si: менее или равным 0,070%; S: менее или равным 0,004%; Р: менее или равным 0,020%; Al: более или равным 0,020%, но менее или равным 0,040%; Nb: более или равным 0,030% но менее или равным 0,070%; Ti: более или равным 0,060%, но менее или равным 0,080%; N: менее или равным 0,009%; Cu: менее или равным 0,100%; Ni: менее или равным 0,100%; Cr: менее или равным 0,100%; Мо: менее или равным 0,100%; Са: менее или равным 0,005%, остальное: железо и неизбежные примеси, образующиеся в результате плавки.
В одном частном варианте осуществления изобретения средний размер зерна феррита в структуре стальной детали составляет менее 6 мкм.
В другом частном варианте осуществления изобретения стальная деталь покрыта слоем, легированным по всей его толщине. Этот легированный слой является результатом, по меньшей мере, одной термической обработки, приводящей к взаимному легированию стали и предварительного покрытия, причем предварительное покрытие является сплавом на основе цинка или алюминия.
Согласно предпочтительному варианту осуществления изобретения прочность стальной детали более или равна 500 МПа и ее относительное удлинение при разрыве составляет более 15%.
Другой задачей изобретения является сварное изделие, по меньшей мере, одна из деталей которого является деталью, обладающей любой из вышеупомянутых характеристик.
Еще одной задачей изобретения является способ изготовления покрытой стальной детали, включающий следующие стадии: создание горячекатаного или холоднокатаного листа с химическим составом, указанным выше; нанесение на лист предварительного покрытия, причем предварительное покрытие является сплавом на основе цинка или алюминия. Затем лист разрезают, чтобы получить заготовку; далее, если требуется, эту заготовку сваривают. Если требуется, заготовку можно подвергнуть холодной деформации, затем заготовку нагревают в печи до температуры Tc, чтобы при взаимном легировании стали и предварительного покрытия сформировать легированный слой на поверхности заготовки, причем легирование происходит по всей толщине слоя, указанный нагрев позволяет получить в стали полностью аустенитную структуру. Заготовку удаляют из печи, затем, если требуется, заготовку подвергают горячей деформации для получения детали, которую охлаждают при условиях, позволяющих получить деталь с запланированными механическими свойствами.
Другой задачей изобретения является способ изготовления детали, включающий следующие этапы: поставка горячекатаного или холоднокатаного стального листа, имеющего химический состав, указанный выше; резка листа с целью получения заготовки. Если требуется, заготовку сваривают; затем, если требуется, эту заготовку подвергают холодной деформации. Заготовку нагревают в печи до температуры Tc для получения в стали полностью аустенитной структуры, после чего заготовку удаляют из печи. Если требуется, указанную заготовку подвергают горячей деформации для получения детали, затем указанную деталь охлаждают при условиях, позволяющих получить деталь с запланированными механическими свойствами, и далее, если требуется, на деталь наносят покрытие.
Согласно одному определенному варианту осуществления способа в соответствии с изобретением температура Tc составляет от 880 до 950°С и время выдержки tc при этой температуре составляет от 3 до 10 мин.
Согласно одному определенному варианту осуществления способа в соответствии с изобретением средняя скорость охлаждения Vc от температуры Tc до 400°С составляет от 30 до 80°С/сек.
Предпочтительно средняя скорость охлаждения Vc от температуры Tc до 400°С составляет от 35 до 60°С/сек.
Еще одной задачей изобретения является применение детали или изделия, упомянутого выше, или изготовленного согласно одному из вариантов осуществления изобретения, описанных выше, в производстве конструкционных деталей или деталей, обеспечивающих безопасность наземных транспортных средств или для сельхозтехники или в области судостроения.
Другие признаки и преимущества изобретения станут очевидными в ходе описания, приведенного ниже посредством примера и со ссылкой на следующие прилагаемые чертежи:
фиг.1 - микроструктура стали согласно изобретению после термической обработки;
фиг.2 - микроструктура стали, не соответствующая изобретению, после термической обработки.
Если говорить о химическом составе стали то, углерод играет важную роль для обеспечения прокаливаемости и предела прочности на растяжение стали после проведения охлаждения, которое следует за аустенизацией. При содержании углерода в стали ниже 0,040 мас.% невозможно получить прочность выше 500 МПа при любых условиях охлаждения. При содержании углерода в стали выше 0,100% имеется риск формирования слишком большого количества мартенсита при самых высоких скоростях охлаждения, например, когда детали выдерживаются в охлажденном инструменте. В этом случае относительное удлинение при разрыве может составлять менее 15%. Содержание углерода в стали от 0,050 до 0,080% позволяет, в зависимости от производственных условий, получить очень стабильную прочность и относительное удлинение стали, что благоприятствует хорошей свариваемости при обычных процессах сборки.
Кроме раскисления стали, марганец также оказывает важное влияние на прокаливаемость, в частности, когда его содержание составляет, по меньшей мере, 0,80 мас.%. Однако при содержании марганца в стали более 2,00% его свойство формировать аустенит приводит к созданию слишком четко выраженной ленточной структуры. Для получения удовлетворительной прокаливаемости стали без риска сегрегаций предпочтительный диапазон содержания Mn составляет от 1,20 до 1,70%. К тому же была получена очень хорошая вязкость стали в условиях статического или динамического механического нагружения.
Кремний помогает раскислять жидкую сталь и вносит свой вклад в упрочнение стали. Однако содержание кремния следует ограничивать, чтобы избежать излишнего формирования поверхностных оксидов и способствовать улучшению покрываемости и свариваемости стали. Добавка кремния более 0,30 мас.% привела бы к возможной стабилизации аустенита в структуре стали после охлаждения в инструменте, что в данном случае нежелательно. Для получения вышеупомянутых результатов содержание кремния предпочтительно составляет менее 0,070%.
Сера и фосфор в избыточных количествах снижают пластичность стали. В связи с этим их содержание ограничено соответственно 0,005% и 0,030 мас.%. Содержание этих элементов ниже 0,004% и 0,020% соответственно позволяет повысить, в частности, пластичность и вязкость стали.
Алюминий, при содержании от 0,010 до 0,070 мас.%, обеспечивает раскисление жидкой стали. Предпочтительное содержание алюминия составляет от 0,020 до 0,040%, что предотвращает любую стабилизацию аустенита.
Титан и ниобий принадлежат к категории микролегирующих элементов, эти элементы эффективны даже в небольших количествах, в пределах от нескольких 10-3 до нескольких 10-2%.
Когда содержание ниобия в стали составляет от 0,015 до 0,100%, мелкие упрочняющие карбонитриды Nb (CN) осаждаются в аустените или в феррите во время горячей прокатки стали. Эти выделившиеся фазы также позволяют ограничить рост зерна аустенита в структуре стали во время последующей сварки. Содержание ниобия от 0,030 до 0,070% обеспечивает заметное упрочнение стали, умеренно улучшая механические свойства при высокой температуре, позволяя тем самым ограничить усилие во время горячей прокатки в полосовом прокатном стане.
Когда содержание титана составляет от 0,030 до 0,080 вес.% при очень высокой температуре в структуре стали происходит выделение фаз в виде нитридов TiN и затем, при более низкой температуре, происходит выделение фаз в аустените в виде мелких карбидов TiC, что приводит к упрочнению стали. Выделения TiN эффективно ограничивают рост зерна аустенита в структуре стали во время любых сварочных операций. Содержание титана в стали от 0,060% до 0,080% приводит к более интенсивному выделению TiC или карбосульфидов титана.
Содержание азота в стали должно составлять менее 0,009%, чтобы предотвратить огрубление выделений TiN, которое может произойти непосредственно при отвердевании стали.
После горячей прокатки или холодной прокатки и отжига стали ниобий и титан присутствуют в выделившихся фазах. Далее, согласно способу в соответствии с изобретением, проводят полную аустенизацию стали с последующей закалкой в инструменте. Авторы изобретения продемонстрировали, что выделившиеся фазы, в частности, фазы, содержащие титан, эффективно замедляют рост зерна аустенита при нагреве стали и ограничивают формирование очень твердых вторичных структурных составляющих, которые снижают пластичность стали. Эта регулировка размера зерна аустенита позволяет снизить чувствительность стальной детали к изменению скорости охлаждения.
В состав стали могут также входить элементы, такие как медь, хром, никель и молибден, способствующие повышению прочности за счет упрочнения твердого раствора или благодаря их влиянию на прокаливаемость стали. Однако индивидуальное содержание каждого из этих элементов в стали должно быть ограничено 0,1%, иначе после аустенизации в печи происходит формирование бейнитных структур, которые чувствительны к изменению скорости охлаждения.
Для сфероидизации сульфидов и повышения усталостной прочности стали в ее состав также можно вводить в качестве добавки кальций, вплоть до 0,006%, предпочтительно 0,005%.
Способ изготовления деталей согласно изобретению состоит в следующем:
- получают стальной лист или заготовку, вырезанную из листа, причем сталь имеет один из вышеупомянутых химических составов. Начальная микроструктура этого стального листа играет относительно небольшую роль, поскольку впоследствии проводят полную аустенизацию стали. Однако микролегирующие элементы должны присутствовать в виде выделившихся фаз: например, листы или заготовки могут быть изготовлены при литье стали с последующим повторным нагревом до температуры 1100°С. При проведении горячей прокатки температура окончания прокатки будет ниже 940°С. Затем стальной лист охлаждают до температур, находящихся в интервале между 500 и 700°С, при скорости охлаждения от 20 до 100°С/сек. После проведения последующего охлаждения на воздухе от температур в интервале между 450 и 680°С лист сматывают в рулон. При этих условиях имеется возможность получить мелкодисперсные выделившиеся фазы, содержащие микролегирующие элементы,
Изобретение может быть осуществлено при использовании стального листа или заготовки, причем они могут быть без покрытия или с предварительным покрытием. В последнем случае предварительное покрытие, нанесенное на лист, является сплавом на основе цинка или алюминия. В частности, это предварительное покрытие может быть нанесено погружением в расплав, электролитическим осаждением или вакуумным осаждением. Нанесение покрытия можно проводить в одну стадию или при сочетании последовательных стадий. Нанесение покрытия проводят предпочтительно при непрерывном процессе. Толщина указанного предварительного покрытия может составлять от 5 до 35 мкм с целью получения покрытия, стойкого к условиям обработки деталей.
Предварительное покрытие может состоять из алюминия или сплава на основе алюминия. Например, предварительное покрытие можно наносить погружением в расплав в ванне на основе алюминия, в которой, кроме того, содержится от 8 до 11 мас.% кремния и от 2 до 4 мас.% железа.
Предварительное покрытие может также состоять из цинка или сплава на основе цинка. Этот цинковый сплав может также содержать алюминий, например, вплоть до 5 мас.%. Сплав на основе цинка может также, если требуется, содержать один или более элементов, например кремний, свинец, сурьму, висмут, лантан и церий.
Далее стальной лист с предварительным покрытием разрезают для получения заготовки с геометрией, соответствующей окончательной детали.
Согласно одному из вариантов осуществления изобретения заготовку с предварительным покрытием, если требуется, можно сваривать с другими стальными деталями. Безусловно известно, что для определенных конструктивных элементов не требуется одинаковый уровень механических свойств на всех участках деталей. В связи с этим были проведены проектно-конструкторские работы по использованию специально изготовленных сварных заготовок, собранных из стальных листов с различным химическим составом или с различной толщиной. Заготовка с предварительным покрытием согласно изобретению, таким образом, при помощи сварки может быть введена в состав более сложной сборки. При сварке может использоваться непрерывный процесс, например лазерная сварка и электродуговая сварка, или прерывистый процесс, например точечная контактная сварка. Заготовка может быть собрана из одной или более стальных заготовок, химический состав и толщина которых могут быть идентичными или отличающимися, чтобы на конечной стадии процесса после формообразования и термической обработки получить детали с локально изменяющимися механическими свойствами, которые локально приспособлены к последующим напряжениям. В стальных заготовках, собранных из заготовок согласно изобретению, используют сталь с содержанием, в мас.%, например, С: от 0,040 до 0,25%; Mn: от 0,8 до 2%; Si: менее или равным 0,4%; Al: менее или равным 0,1%.
Согласно другому варианту изобретения заготовка с предварительным покрытием может, если требуется, быть холоднодеформированной. Эта деформация может быть проведена так, что заготовка приобретает геометрию, относительно близкую к окончательной геометрии детали, которую требуется получить. В случае если проведена холодная деформация, она может быть дополнена горячей деформацией, как будет объясняться ниже. Если холодная деформация приводит, фактически, к окончательной геометрии, то перед проведением стадии согласования с инструментом производят нагрев детали. Цель этой последней стадии состоит в том, чтобы предотвратить любую деформацию деталей после охлаждения и обеспечить особый режим охлаждения, благодаря соответствующему контакту детали и инструмента. Эта стадия согласования характеризуется минимальным усилием, которое инструмент оказывает на деталь.
После этих возможных этапов сварки и холодной деформации заготовку нагревают в печи для проведения термической обработки. Цель этой обработки состоит в том, чтобы выполнить полную аустенизацию стали. Если заготовка имеет предварительное покрытие, то целью указанной обработки также является формирование покрытия, обеспечивающего защиту поверхности заготовки во время обработки и во время последующего использования детали.
Предварительное покрытие на основе цинка или на основе алюминия играет следующую роль: во время нагрева в печи происходит процесс взаимного легирования стальной подложки и предварительного покрытия с формированием на поверхности заготовки легированного слоя. Легирование происходит по всей толщине предварительного покрытия. В зависимости от состава предварительного покрытия в указанном легированном слое формируется одна или более интерметаллидных фаз. Поскольку точка плавления этих фаз превышает температуру нагрева детали, покрытие при высокой температуре не плавится. Термин «предварительное покрытие» следует понимать, как сплав, покрывающий деталь до нагрева, а термин «покрытие» следует понимать, как легированный слой, сформированный в результате нагрева детали. Благодаря термической обработке изменяется природа предварительного покрытия и его геометрия, так как толщина покрытия в результате диффузионных процессов со стальной подложкой больше, чем толщина предварительного покрытия. Как упоминалось, при термической обработке формируется жаростойкое покрытие на детали. Это покрытие защищает подложку, препятствуя ее контакту с атмосферой печи. Следовательно, исключаются проблемы, связанные с обезуглероживанием и окислением, которые происходили бы при нагреве детали без предварительного покрытия. Сформированные покрытия также имеют преимущество, состоящее в том, что они обладают сцеплением с подложкой и являются подходящими для последующих операций горячей штамповки.
Нагрев производят до температуры Tc, превышающей Ас3, которая является температурой окончания аустенитного превращения в стали при нагреве. Температура Tc составляет предпочтительно от 880 до 950°С. Время tc выдержки при температуре Tc может составлять от 3 до 10 мин для выравнивания температуры заготовки. При этих условиях в указанном температурном диапазоне, несколько превышающем Ас3, формируется мелкое аустенитное зерно. При такой структуре замедляется скорость распада фаз и в результате предотвращается формирование микроструктурных составляющих, обладающих низкой пластичностью. Изменение температуры в пределах указанного диапазона не влечет за собой больших изменений механических свойств полученных деталей.
Затем горячую заготовку удаляют из печи и направляют в инструмент, где она подвергается горячей деформации с целью получения требуемой геометрии детали или просто подвергается операции согласования, как описано выше. Несомненно, если заготовка не была деформирована ранее, деформация будет полностью выполнена именно на стадии горячей штамповки. В обоих случаях присутствие детали в инструменте приводит к ее охлаждению, которое происходит, главным образом, благодаря теплопроводности. Скорость охлаждения зависит от таких параметров, как время транспортировки детали от печи к инструменту, толщина и температура детали, охлаждение самого инструмента хладагентом и время нахождения детали в инструменте. Согласно одному из вариантов осуществления изобретения деталь может быть направлена к другому инструменту, называемому «вторичным» инструментом, что позволяет регулировать режим в конце охлаждения.
Авторы изобретения продемонстрировали, что достижение требуемых механических свойств стальных деталей зависит от регулировки конкретных параметров, а именно Vc: этот параметр обозначает среднюю скорость охлаждения детали от температуры Tc на выходе из печи до температуры 400°С. Указанный температурный диапазон между Tc и 400°С покрывает конкретный интервал, в котором в стали происходят аллотропические превращения, приводящие к требуемым микроструктурам сталей согласно изобретению.
Скорость охлаждения Vc составляет от 30 до 80°С/сек: при Vc ниже 30°С/сек в структуре стали преобладает феррит и не всегда может быть достигнут уровень прочности выше 500 МПа. При скорости охлаждения Vc, составляющей от 35 до 60°С/сек, механические свойства деталей изменяются незначительно.
При скорости охлаждения, превышающей 80°С/сек, в микроструктуре стали обнаружено чрезмерное количество бейнита. Свойства этой структурной составляющей чувствительны к небольшому изменению Vc. Следовательно, локальное изменение условий контакта детали и инструмента или непреднамеренное изменение условий обработки деталей относительно номинальных параметров процесса приведет к изменениям механических свойств в пределах данной детали или одной детали по отношению к другой.
Микроструктура стали согласно изобретению состоит, по меньшей мере, из 75% мелкого равноосного феррита, это процентное содержание соответствует поверхностной фракции и может быть измерено, например, на полированном и травленом шлифе. Термин «равноосный» относится к структуре стали, в которой среднее отношение самой большой длины ферритного зерна к его самой малой длине не превышает 1,2. Предпочтительно средний размер ферритного зерна в структуре стали должен составлять менее 6 мкм, чтобы получить высокую прочность и относительное удлинение при разрыве, намного превышающее 15%.
Структура стали также содержит мартенсит, поверхностная фракция которого составляет от 5 до 20%. Эта структурная составляющая присутствует в форме островков, рассеянных в пределах ферритной матрицы, размер этих островков обычно равен или меньше размера ферритных зерен. Присутствие от 5 до 20% мартенсита в мелкодисперсной форме позволяет увеличить предел прочности, без слишком заметного снижения пластичности стали.
Структура стали также может содержать бейнит в количестве, ограниченном 10%. Это связано с тем, что, как установлено, присутствие этой структурной составляющей является нежелательным для изготовления деталей, которые должны обладать большой однородностью механических свойств.
Полученные таким образом детали, если требуется, затем могут быть с помощью сварки собраны с другими деталями одинаковой или различной толщины или с одинаковым или различным химическим составом для создания, например, более сложной конструкции.
Если начальный лист или заготовка не имеют какого-либо предварительного покрытия, несомненно, при необходимости защиты деталей от коррозии, на сформированные после термической обработки детали может быть нанесено покрытие при проведении соответствующей операции нанесения покрытия.
Следующие варианты осуществления изобретения, представленные в качестве примеров, иллюстрируют другие преимущества изобретения.
Пример 1
Были исследованы горячекатаные или холоднокатаные стальные листы толщиной от 1,2 до 2 мм, имеющие следующий состав, приведенный в таблице 1.
Таблица 1
Состав стали (в мас.%) (подчеркнутые значения обозначают характеристики вне пределов, определенных изобретением)
Сталь С Mn Si S P Al Nb Ti N Другие элементы
                    Cu: 0,009
                    Мо: 0,003
А 0,059 1,646 0,022 0,004 0,016 0,024 0,048 0,067 0,005 Ni: 0,016
                    Cr: 0,027
                    Ca: 0,003
В 0,063 1,677 0,018 0,003 0,018 0,030 0,050 0,071 0,005 Cr: 0,023
Сталь С Mn Si S P Al Nb Ti N Другие элементы
С 0,125 1,444 0,384 0,002 0,020 0,030 0,003 0,011 0,005 Cr: 0,189
D 0,057 0,626 0,074 0,008 0,018 0,030 0,066 0,001 0,005 Cr: 0,021
Стали А и В являлись сталями с химическим составом согласно изобретению. Стали С и D являлись контрольными сталями. Толщина горячекатаного листа из стали А составляла 2 мм. Горячекатаные листы толщиной 2 мм и холоднокатаные и отожженные листы толщиной 1,5 и 1,2 мм из стали В подвергали испытаниям.
Стали С и D являлись контрольными, при этом указанные стали являлись холоднокатаными и отожженными и имели толщину 1,2 мм.
На листы из различных сталей наносили покрытие погружением в расплав в ванне расплавленного алюминиевого сплава, содержащего 9,3% кремния и 2,8% железа, остальное: алюминий и неизбежные примеси. Толщина предварительного покрытия составляла приблизительно 25 мкм с каждой стороны листа. Затем листы разрезали на заготовки.
Далее заготовки нагревали до температуры Tc, время выдержки tc при указанной температуре представлено в таблице 2. После различных режимов обработки сталей проводили целый ряд испытаний, например испытание стали В проводили после обработки согласно режимам В1-В3. Нагрев при всех указанных режимах приводит к полному аустенитному превращению в структуре сталей. Во время фаз нагрева и выдержки предварительное покрытие превращалось в легированный слой по всей толщине слоя. Указанное легированное покрытие, обладая высокой точкой плавления и высокой твердостью, является весьма коррозионностойким и предотвращает окисление и обезуглероживание стальной основы во время и после фазы нагрева.
После проведения аустенизации заготовки удаляли из печи при температуре Tc и затем подвергали горячей штамповке. Средняя скорость охлаждения Vc была различной в соответствии с условиями, указанными в таблице 2. Механические свойства, полученные при испытании деталей (предел текучести Re, прочность на растяжение Rm и относительное удлинение при разрыве А), также представлены в таблице 2.
Таблица 2
Аустенизация, условия охлаждения и полученные механические свойства (подчеркнутые значения обозначают характеристики вне пределов, определенных изобретением)
Сталь:
условия		 Tc (°С) tc (мин) (°С/сек) Re (МПа) Rm (МПа) Re/Rm A (%)
A1 900 6 45 380 600 0,63 22
А2 950 6 45 370 597 0,62 22
В1 920 7 30 366 562 0,65 22,5
В2 930 10 45 409 618 0,66 21,5
В3 920 7 100 470 703 0,67 13
C1 920 5 35 499 819 0,61 14,5
С2 920 5 50 543 831 0,65 10
С3 920 5 90 1069 1358 0,78 5,5
D1 920 6 35 410 455 0,90 23,5
Микроструктуры сталей, полученные после термической обработки, были исследованы на полированных и травленых шлифах. Средний размер зерна феррита определялся с помощью анализа изображения.
Испытания, проведенные на стали А, показали, что механические свойства стали незначительно зависят от температуры аустенизации в пределах диапазона, определенного способом согласно изобретению. В связи с этим при промышленном производстве незапланированное изменение этого параметра будет мало ощущаться. Пример микроструктуры стали представлен на фиг.1. При режиме обработки В1 структура стали состояла из 93% равноосного феррита со средним размером зерна 5 мкм и 7% мартенсита.
Все образцы, обработанные по режимам А1, А2, В1 и В2 имели структуру, содержащую более 75% равноосного феррита, мартенсита в количестве от 5 до 20%, и менее 10% бейнита.
При слишком высокой скорости охлаждения (100°С/сек, режим обработки В3) содержание мартенсита в структуре стали превышало 20%. Мартенсит присутствовал в форме островков, размер которых может превышать 5 мкм. В этом случае относительное удлинение при испытании стали составляло менее 15%.
Сталь С имеет слишком высокое содержание углерода и слишком высокое содержание кремния и не содержит достаточного количества микролегирующих элементов для эффективного регулирования размера зерна. Даже при скорости охлаждения 35°С/сек структура стали является не ферритной, а преимущественно бейнитной, продемонстрированной на фиг.2, которая имеет отношение к режиму обработки С1. Относительное удлинение стали в этом случае составляет менее 15%. При увеличении скорости охлаждения (режимы обработки С2 и С3) структура стали становится преимущественно мартенситной, имеющей следы бейнита. При этом относительное удлинение стали заметно снижается.
В стали D недостаточное количество марганца и титана и чрезмерное содержание серы. В результате сталь имеет неудовлетворительную прочность, которая составляет менее 500 МПа при режиме обработки D1.
Пример 2
Был исследован лист из стали В, имеющей состав согласно изобретению, указанный в таблице 1. На стальной лист толщиной 2 мм было нанесено предварительное покрытие из сплава на основе алюминия, как объяснялось в примере 1. Лист нагревали до температуры 900°С в течение 8 минут, затем лист подвергали горячей штамповке для изготовления детали. Скорость охлаждения Vc составляла 60°С/сек. В пределах морфологии детали, эквивалентная деформация ε изменялась в различных областях детали: определенные участки, фактически, не подвергались локальной деформации (ε=0%), тогда как на других участках детали деформация составляла 20%. В областях детали с различной деформацией проводили металлографические исследования и измерения твердости и из этих областей вырезали образцы для испытания на растяжение. Испытания стальных образцов показали, что предел текучести изменялся от 430 до 475 МПа, предел прочности изменялся от 580 до 650 МПа и относительное удлинение при разрыве изменялось от 17 до 22%. Таким образом, несмотря на то, что сталь с аустенитной структурой подвергалась горячей деформации в большей или меньшей степени, в зависимости от рассматриваемой области детали, сталь и способ изготовления детали согласно изобретению характеризуются тем, что свойства стали остаются абсолютно гомогенными в пределах одной и той же детали. В частности, предел прочности составляет более 500 МПа и относительное удлинение при разрыве составляет более 15%, безотносительно степени деформации рассматриваемой стальной детали.
Изобретение, таким образом, позволяет изготовить покрытые детали, имеющие высокую прочность и высокие пластические свойства, эти характеристики являются гомогенными на всех участках детали. Стали согласно изобретению не очень чувствительны к изменениям производственных параметров, что является преимуществом в случае незапланированной задержки детали на производственной линии, или при внесении изменений в технологический процесс (например, при прохождении последовательно в одну и ту же печь деталей различной толщины).
Указанные детали будут успешно использоваться при изготовлении узлов, обеспечивающих безопасность, в частности конструкционных или усиливающих деталей в конструкциях автомашин и для сельхозтехники, или в области судостроения.

Claims (12)

1. Стальная деталь из стали, содержащей, мас.%:
0,040≤С≤0,100
0,80≤Мn≤2,00
Si≤0,30
S≤0,005
Р≤0,030
0,010≤Аl≤0,070
0,015≤Nb≤0,100
0,030≤Ti≤0,080
N≤0,009
Cu≤0,100
Ni≤0,100
Cr≤0,100
Mo≤0,100
Ca≤0,006
железо и
неизбежные примеси - остальное,
при этом микроструктура стальной детали состоит, по меньшей мере, из 75% равноосного феррита, мартенсита в количестве не менее 5% и не более 20% и бейнита в количестве, не превышающем 10%.
2. Стальная деталь по п.1, отличающаяся содержанием в указанной стали, мас.%:
0,050≤С≤0,080;
1,20≤Мn≤1,70;
Si≤0,070;
S≤0,004;
Р≤0,020;
0,020≤Аl≤0,040;
0,030≤Nb≤0,070;
0,060≤Ti≤0,080;
N≤0,009;
Cu≤0,100;
Ni≤0,100;
Cr≤0,100;
Mo≤0,100;
Ca≤0,005,
железо и
неизбежные примеси - остальное.
3. Стальная деталь по п.1 или 2, отличающаяся тем, что средний размер зерна феррита в структуре указанной стали составляет менее 6 мкм.
4. Стальная деталь по п.1 или 2, отличающаяся тем, что указанная деталь покрыта легированным по всей толщине слоем, причем указанный легированный по всей толщине слой получен в результате, по меньшей мере, одной термической обработки, проводимой для взаимного легирования указанной стали и предварительного покрытия, причем указанное предварительное покрытие является сплавом на основе цинка или алюминия.
5. Стальная деталь по п.1 или 2, отличающаяся тем, что ее прочность выше или равна 500 МПа и ее относительное удлинение при разрыве составляет более 15%.
6. Сварное изделие, по меньшей мере, одна из деталей которого является деталью по любому из пп.1-5.
7. Способ изготовления покрытой стальной детали, включающий:
создание горячекатаного или холоднокатаного листа из стали, имеющей состав по п.1 или 2, затем нанесение предварительного покрытия на указанный стальной лист, причем указанное предварительное покрытие является сплавом на основе цинка или алюминия, далее резку указанного листа для получения заготовки, затем при необходимости сварку указанной заготовки, далее при необходимости, проведение холодной деформации указанной заготовки, затем нагрев указанной заготовки до температуры Тс в печи, чтобы сформировать при взаимном легировании указанной стали и указанного предварительного покрытия легированный слой на поверхности указанной заготовки по всей толщине указанного слоя, и чтобы в результате нагрева указанная сталь имела полностью аустенитную структуру, далее удаление указанной заготовки из печи, затем при необходимости проведение горячей деформации указанной заготовки для получения детали и далее охлаждение указанной детали в инструменте при условиях, позволяющих получить указанную стальную деталь с запланированными механическими свойствами.
8. Способ изготовления детали из стали, включающий создание горячекатаного или холоднокатаного листа из стали, имеющей состав по п.1 или 2, затем резку указанного листа для получения заготовки, далее при необходимости сварку указанной заготовки, затем при необходимости проведение холодной деформации указанной заготовки, далее нагрев указанной заготовки в печи до температуры Тс для получения полностью аустенитной структуры указанной стали, затем удаление указанной заготовки из печи; далее при необходимости проведение горячей деформации указанной заготовки для получения детали, затем охлаждение указанной детали в инструменте при условиях, позволяющих получить указанную стальную деталь с заданными механическими свойствами и далее при необходимости нанесение покрытия на указанную деталь.
9. Способ изготовления по п.7 или 8, отличающийся тем, что указанная температура Тc составляет от 880 до 950°С, время выдержки tc при указанной температуре составляет от 3 до 10 мин.
10. Способ изготовления по п.7 или 8, отличающийся тем, что средняя скорость охлаждения Vc от указанной температуры Тc до 400°С составляет от 30 до 80°С/с.
11. Способ изготовления по п.7 или 8, отличающийся тем, что средняя скорость охлаждения Vc от указанной температуры Тc до 400°С составляет от 35 до 60°С/с.
12. Применение детали по любому из пп.1-6 или детали, изготовленной по любому из пп.7-11, в производстве конструкционных деталей или деталей, обеспечивающих безопасность, для наземных транспортных средств, или для сельхозтехники, или в области судостроения.
RU2009137930/02A 2007-03-14 2008-03-03 Сталь для горячей штамповки или закалки в инструменте, обладающая улучшенной пластичностью RU2423532C1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FRPCT/FR2007/000441 2007-03-14
PCT/FR2007/000441 WO2008110670A1 (fr) 2007-03-14 2007-03-14 Acier pour formage a chaud ou trempe sous outil a ductilite amelioree

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2009137930A RU2009137930A (ru) 2011-04-20
RU2423532C1 true RU2423532C1 (ru) 2011-07-10

Family

ID=38799374

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2009137930/02A RU2423532C1 (ru) 2007-03-14 2008-03-03 Сталь для горячей штамповки или закалки в инструменте, обладающая улучшенной пластичностью

Country Status (17)

Country Link
US (2) US8722203B2 (ru)
EP (1) EP2137327B1 (ru)
JP (1) JP5726419B2 (ru)
KR (5) KR101952525B1 (ru)
CN (1) CN101631880B (ru)
AR (1) AR065764A1 (ru)
AT (1) ATE556152T1 (ru)
BR (1) BRPI0809006B1 (ru)
CA (1) CA2680623C (ru)
ES (1) ES2387229T3 (ru)
MA (1) MA31235B1 (ru)
MX (1) MX2009009769A (ru)
PL (1) PL2137327T3 (ru)
RU (1) RU2423532C1 (ru)
UA (1) UA99127C2 (ru)
WO (2) WO2008110670A1 (ru)
ZA (1) ZA200905998B (ru)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2581330C2 (ru) * 2012-01-13 2016-04-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячештампованная сталь и способ изготовления горячештампованной стали
RU2586387C2 (ru) * 2012-01-13 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ изготовления холоднокатаного стального листа
RU2594766C2 (ru) * 2012-03-28 2016-08-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сварная заготовка для горячей штамповки, горячештампованный элемент и способ для его производства
RU2625374C1 (ru) * 2013-11-29 2017-07-13 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячеформованный компонент из стального листа и способ его изготовления, а также стальной лист для горячего формования
RU2627313C2 (ru) * 2013-04-02 2017-08-07 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячештампованная сталь, холоднокатаный стальной лист и способ производства горячештампованной стали
RU2650233C1 (ru) * 2013-12-20 2018-04-13 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячепрессованное стальное листовое изделие, способ его изготовления и стальной лист для горячего прессования
RU2680486C1 (ru) * 2016-11-14 2019-02-21 Тойота Дзидося Кабусики Кайся Способ горячей штамповки и изделие, изготовленное горячей штамповкой
RU2683397C1 (ru) * 2015-03-31 2019-03-28 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для горячей штамповки, способ производства стального листа для горячей штамповки, а также формируемое горячей штамповкой тело

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1767659A1 (fr) * 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
DE102010004081C5 (de) * 2010-01-06 2016-11-03 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zum Warmformen und Härten einer Platine
CN102230129A (zh) * 2011-07-12 2011-11-02 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含稀土高强度钢板及其热处理工艺
CN102251177A (zh) * 2011-07-12 2011-11-23 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含稀土高强度钢板及其轧制方法
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
JP5354130B2 (ja) * 2011-08-09 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ｈａｚ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板およびその製造方法
UA109963C2 (uk) * 2011-09-06 2015-10-26 Катана сталь, яка затвердіває внаслідок виділення часток після гарячого формування і/або загартовування в інструменті, яка має високу міцність і пластичність, та спосіб її виробництва
CN102367554A (zh) * 2011-10-28 2012-03-07 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种工程机械用高性能调质钢板及其生产工艺
DE102012006941B4 (de) * 2012-03-30 2013-10-17 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus Stahl durch Warmumformen
EP2664682A1 (de) 2012-05-16 2013-11-20 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahl für die Herstellung eines Stahlbauteils, daraus bestehendes Stahlflachprodukt, daraus hergestelltes Bauteil und Verfahren zu dessen Herstellung
CN102747295B (zh) * 2012-07-27 2014-06-18 武汉钢铁(集团)公司 一种利用控轧控冷方法生产的贝氏体薄钢板及其制备方法
KR101448473B1 (ko) * 2012-12-03 2014-10-10 현대하이스코 주식회사 테일러 웰디드 블랭크, 그 제조방법 및 이를 이용한 핫스탬핑 부품
CN103114292B (zh) * 2013-02-18 2015-01-07 梅河口市弘业无缝钢管有限公司 激光熔敷多元共渗复合处理的油井管、生产工艺及装置
CZ305175B6 (cs) * 2013-04-22 2015-05-27 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob výroby ocelových dílů
DE202013011800U1 (de) 2013-07-24 2014-10-27 GM Global Technology Operations LLC (n. d. Gesetzen des Staates Delaware) Linienverstärktes Kraftfahrzeugblech, insbesondere Karosserieblech
KR101849031B1 (ko) 2014-01-06 2018-04-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열간 성형 부재 및 그 제조 방법
DE102014010661A1 (de) 2014-07-18 2016-01-21 GM Global Technology Operations LLC (n. d. Ges. d. Staates Delaware) Blech und Verfahren zu dessen Behandlung
WO2016016676A1 (fr) 2014-07-30 2016-02-04 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Procédé de fabrication de tôles d'acier, pour durcissement sous presse, et pièces obtenues par ce procédé
KR20160078807A (ko) 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
WO2016132165A1 (fr) * 2015-02-19 2016-08-25 Arcelormittal Procede de fabrication d'une piece phosphatable a partir d'une tole revetue d'un revetement a base d'aluminium et d'un revetement de zinc
WO2017006144A1 (en) * 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel
WO2017017483A1 (en) 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal Steel sheet coated with a metallic coating based on aluminum
WO2017017484A1 (en) * 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal Method for the manufacture of a hardened part which does not have lme issues
WO2017017485A1 (en) 2015-07-30 2017-02-02 Arcelormittal A method for the manufacture of a phosphatable part starting from a steel sheet coated with a metallic coating based on aluminium
DE102015014490A1 (de) 2015-11-10 2017-05-11 GM Global Technology Operations LLC (n. d. Ges. d. Staates Delaware) Verfahren zur Verarbeitung eines Blechwerkstücks
WO2017187215A1 (en) * 2016-04-29 2017-11-02 Arcelormittal Carbon steel sheet coated with a barrier coating
KR101726139B1 (ko) 2016-09-21 2017-04-12 주식회사 포스코 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
WO2018096387A1 (en) * 2016-11-24 2018-05-31 Arcelormittal Hot-rolled and coated steel sheet for hot-stamping, hot-stamped coated steel part and methods for manufacturing the same
CN107190203B (zh) * 2017-05-31 2019-07-23 武汉钢铁有限公司 用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板及生产方法
WO2018220430A1 (en) 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
CA3077793A1 (en) 2017-10-02 2019-04-11 Nippon Steel Corporation Hot stamped product, steel sheet for hot stamp, and manufacturing method thereof
WO2019090113A1 (en) * 2017-11-02 2019-05-09 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with tailored properties after novel thermal treatment
WO2019102255A1 (en) 2017-11-24 2019-05-31 Arcelormittal Method of producing a welded steel blank with the provision of a filler wire having a defined carbon content, associated welded blank, method of producing a welded part with hot press-formed and cooled steel part and associated part
DE102017131247A1 (de) 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
DE102017131253A1 (de) 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
WO2019166852A1 (en) 2018-02-27 2019-09-06 Arcelormittal Method for producing a press-hardened laser welded steel part and press-hardened laser welded steel part
DE102018133143A1 (de) * 2018-11-06 2020-05-07 Salzgitter Flachstahl Gmbh Innenhochdruck umgeformtes Bauteil aus Stahl und Verwendung eines Stahls für Vorprodukte zur Herstellung eines innenhochdruckumgeformten Bauteiles sowie Vorprodukt hierfür
CN109821951B (zh) * 2018-12-06 2020-07-21 苏州普热斯勒先进成型技术有限公司 一种耐腐蚀热冲压零件的制备方法及装置
KR102633542B1 (ko) 2019-04-01 2024-02-06 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형품 및 그 제조 방법
WO2020204037A1 (ja) 2019-04-01 2020-10-08 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品およびホットスタンプ用鋼板、並びにそれらの製造方法
KR102213974B1 (ko) * 2019-04-30 2021-02-08 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법
JP7235621B2 (ja) 2019-08-27 2023-03-08 株式会社神戸製鋼所 低強度ホットスタンプ用鋼板、ホットスタンプ部品およびホットスタンプ部品の製造方法
CN113924373B (zh) * 2019-12-20 2023-09-01 现代制铁株式会社 热冲压部件及其制造方法
KR20220112293A (ko) 2020-01-16 2022-08-10 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
CN112301276B (zh) * 2020-10-12 2021-10-22 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高强、高耐候冷轧双相耐候钢的制作方法
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

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2787735B1 (fr) * 1998-12-24 2001-02-02 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une piece a partir d'une bande de tole d'acier laminee et notamment laminee a chaud
US6537394B1 (en) 1999-10-22 2003-03-25 Kawasaki Steel Corporation Method for producing hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property
JP3698046B2 (ja) * 1999-10-22 2005-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
EP1571230B1 (en) * 2000-02-29 2006-12-13 JFE Steel Corporation High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof
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
DE60116477T2 (de) 2000-04-07 2006-07-13 Jfe Steel Corp. Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten
JP4333940B2 (ja) * 2001-08-31 2009-09-16 新日本製鐵株式会社 アルミ系めっき鋼板を用いた高強度自動車部材の熱間プレス方法
CN100434564C (zh) * 2001-10-23 2008-11-19 住友金属工业株式会社 热压成型方法,其电镀钢材及其制备方法
KR100467487B1 (ko) * 2001-10-26 2005-01-24 현대자동차주식회사 자동차용 강판의 강성강화 방법 및 그 성형품
FR2833504A1 (fr) * 2001-12-14 2003-06-20 Usinor Procede de mise en forme a chaud et notamment l'obtention de tout ou partie d'une roue de vehicule automobile
JP4400079B2 (ja) * 2002-03-29 2010-01-20 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細粒組織を有する冷延鋼板の製造方法
JP4168750B2 (ja) * 2002-12-27 2008-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細粒組織を有し疲労特性に優れる溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法
JP4506434B2 (ja) * 2004-11-29 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
FR2883007B1 (fr) 2005-03-11 2007-04-20 Usinor Sa Procede de fabrication d'une piece d'acier revetu presentant une tres haute resistance apres traitement thermique
KR100676935B1 (ko) * 2005-06-25 2007-02-02 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 가공성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그제조 방법
CN102242306B (zh) * 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9920407B2 (en) 2012-01-13 2018-03-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and method for producing cold rolled steel sheet
RU2586387C2 (ru) * 2012-01-13 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ изготовления холоднокатаного стального листа
US9945013B2 (en) 2012-01-13 2018-04-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel
RU2581330C2 (ru) * 2012-01-13 2016-04-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячештампованная сталь и способ изготовления горячештампованной стали
RU2594766C9 (ru) * 2012-03-28 2016-12-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сварная заготовка для горячей штамповки, горячештампованный элемент и способ для его производства
US9901969B2 (en) 2012-03-28 2018-02-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Tailored blank for hot stamping, hot stamped member, and methods for manufacturing same
RU2594766C2 (ru) * 2012-03-28 2016-08-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сварная заготовка для горячей штамповки, горячештампованный элемент и способ для его производства
US10807138B2 (en) 2012-03-28 2020-10-20 Nippon Steel Corporation Tailored blank for hot stamping, hot stamped member, and methods for manufacturing same
RU2627313C2 (ru) * 2013-04-02 2017-08-07 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячештампованная сталь, холоднокатаный стальной лист и способ производства горячештампованной стали
US10544475B2 (en) 2013-04-02 2020-01-28 Nippon Steel Corporation Hot-stamped steel, cold-rolled steel sheet and method for producing hot-stamped steel
US11371110B2 (en) 2013-04-02 2022-06-28 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet
RU2625374C1 (ru) * 2013-11-29 2017-07-13 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячеформованный компонент из стального листа и способ его изготовления, а также стальной лист для горячего формования
RU2650233C1 (ru) * 2013-12-20 2018-04-13 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячепрессованное стальное листовое изделие, способ его изготовления и стальной лист для горячего прессования
RU2683397C1 (ru) * 2015-03-31 2019-03-28 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для горячей штамповки, способ производства стального листа для горячей штамповки, а также формируемое горячей штамповкой тело
RU2680486C1 (ru) * 2016-11-14 2019-02-21 Тойота Дзидося Кабусики Кайся Способ горячей штамповки и изделие, изготовленное горячей штамповкой

Also Published As

Publication number Publication date
ATE556152T1 (de) 2012-05-15
ZA200905998B (en) 2010-04-28
US20140216612A1 (en) 2014-08-07
US20100221572A1 (en) 2010-09-02
KR20180122489A (ko) 2018-11-12
RU2009137930A (ru) 2011-04-20
CN101631880A (zh) 2010-01-20
KR20150048913A (ko) 2015-05-07
CA2680623C (fr) 2013-02-05
UA99127C2 (ru) 2012-07-25
JP2010521584A (ja) 2010-06-24
CN101631880B (zh) 2012-07-04
KR20190091571A (ko) 2019-08-06
BRPI0809006A2 (pt) 2014-09-16
JP5726419B2 (ja) 2015-06-03
KR102008641B1 (ko) 2019-08-07
MX2009009769A (es) 2009-10-07
CA2680623A1 (fr) 2008-11-06
WO2008132303A1 (fr) 2008-11-06
BRPI0809006B1 (pt) 2017-11-21
ES2387229T3 (es) 2012-09-18
AR065764A1 (es) 2009-07-01
KR20170038119A (ko) 2017-04-05
US8722203B2 (en) 2014-05-13
EP2137327B1 (fr) 2012-05-02
MA31235B1 (fr) 2010-03-01
EP2137327A1 (fr) 2009-12-30
KR20090128414A (ko) 2009-12-15
US9611517B2 (en) 2017-04-04
PL2137327T3 (pl) 2012-10-31
WO2008110670A1 (fr) 2008-09-18
KR101952525B1 (ko) 2019-02-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2423532C1 (ru) Сталь для горячей штамповки или закалки в инструменте, обладающая улучшенной пластичностью
CN113046645B (zh) 用于热压印的热轧涂覆钢板、热压印涂覆钢部件以及用于制造其的方法
KR102129162B1 (ko) 프레스 경화용 강 시트의 제조 방법, 빛 이 방법에 의해 획득되는 부품
US20190127821A1 (en) Ultra high strength multi-phase steel and method for producing a cold-rolled steel strip therefrom
CN114959446B (zh) 用于生产具有改善的延性的高强度钢部件的方法以及通过所述方法获得的部件
KR20190076307A (ko) 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
CN111247258B (zh) 高强度多相钢和用于由这种多相钢制造钢带的方法
EP3899066A1 (en) A press hardened part with high resistance to delayed fracture and a manufacturing process thereof
JP6843245B2 (ja) 曲げ性及び伸びフランジ性に優れた高張力亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
CN116601321A (zh) 经涂覆的钢板和高强度压制硬化钢部件及其制造方法
KR102164092B1 (ko) 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판