RU2484174C1 - Штампуемая сталь с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью - Google Patents
Штампуемая сталь с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью Download PDFInfo
- Publication number
- RU2484174C1 RU2484174C1 RU2011146078/02A RU2011146078A RU2484174C1 RU 2484174 C1 RU2484174 C1 RU 2484174C1 RU 2011146078/02 A RU2011146078/02 A RU 2011146078/02A RU 2011146078 A RU2011146078 A RU 2011146078A RU 2484174 C1 RU2484174 C1 RU 2484174C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- content
- specific gravity
- machinability
- plt
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—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
- C22C38/001—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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к штампуемой стали, используемой для изготовления автомобильных деталей и конструктивных деталей машин. Сталь содержит, в мас.%: С от 0,05 до 0,50%, Si от 0,01 до 1,50%, Mn от 3,0 до 7,0%, Р от 0,001 до 0,050%, S от 0,020 до 0,200%, Al от 3,0 до 6,0%, Cr от 0,01 до 1,00%, N от 0,0040 до 0,0200%, Fe и неизбежные примеси - остальное. Дополнительно сталь может содержать один или более из следующих элементов, мас.% V от 0,05 до 0,30%, Nb от 0,05 до 0,30% и Ti от 0,005 до 0,050%. Сталь обладает высокой прочностью, более низкой удельной массой по сравнению с обычной штампуемой сталью и повышенной механической обрабатываемостью. 1 з.п. ф-лы, 2 табл., 1 пр.
Description
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к штампуемой стали с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью, применяемой для изготовления автомобильных деталей, конструктивных деталей машин и т.д.
Уровень техники
В последнее время особое внимание уделяется защите окружающей среды, в связи с этим становится неотложной задачей сокращение выхлопных газов автомобилей, являющихся основным фактором загрязнения воздуха и глобального потепления, в частности сокращение количества диоксида углерода в выхлопе автомобилей на единицу пробега. Чтобы снизить количество диоксида углерода в выхлопе автомобилей необходимо уменьшить потребление топлива. Для снижения потребления топлива чрезвычайно эффективным является уменьшение веса транспортных средств.
До настоящего времени для изготовления штампованных деталей и механически обработанных деталей из черных металлов, применяемых в автомобильном двигателе и шасси, наряду с другими назначениями, использовалась углеродистая сталь, легированная сталь и V-содержащая микролегированная сталь. В указанных сталях содержание Fe составляет 97% или более, и в их состав входят другие элементы, такие как Mn, Cr и V, удельная масса которых равна или превышает удельную массу Fe, в связи с чем удельная масса указанных сталей составляет около 7,8.
Вес автомобильных деталей удалось снизить благодаря упрочнению стали, которое позволило уменьшить толщину деталей или изменить их форму, при этом удельная масса материалов осталась неизменной. Однако в последние годы были проведены исследования, направленные на снижение удельной массы стали. В результате исследований было предложено несколько сталей с низкой удельной массой, главным образом, на основе Fe.
Примерами сталей с низкой удельной массой, главным образом, на основе Fe являются описанные в документах PLT 1 и PLT 2 стали с большим содержанием Al, из которых изготавливали стальные листы для использования в автомобильной промышленности. В документе PLT 1 описан высокопрочный стальной лист с низкой удельной массой, содержащий С: от 0,01 до 5%; Si: 3,0% или менее; Mn: от 0,01 до 30,01%; Р: 0,1% или менее; S: 0,01% или менее; Al: от 3,0 до 10,0% и N: от 0,001 до 0,05%, при этом его удельная масса составляет менее 7,20; причем величина TS×El, являющаяся произведением предела прочности TS (МПа) на удлинение El (%) при разрыве, составляет 10000 МПа·% или более. Кроме того, в документе PLT 2 описан высокопрочный стальной лист с низкой удельной массой, имеющий состав, подобный составу стального листа, описанного в документе PLT 1, в котором содержание Al составляет от 10 до 32,0% и который имеет более низкую удельную массу.
Стальные листы согласно документам PLT 1 и PLT 2 изготавливали прокаткой Al-содержащей стали, которая также содержит следы Р и S, уменьшенное количество элементов, которые охрупчивают границу зерна, причем при изготовлении использовался процесс рафинирования, такой как рекристаллизация, устанавливалась температура завершения прокатки от 950 до 960°С и регулировалась температура сматывания полосы в рулон, что позволяет улучшить обрабатываемость стальных листов. В результате обеспечивалась достаточная пластичность стальных листов. Таким образом, в результате регулировки условий прокатки в стальном листе, изготовленном горячей прокаткой, может быть получена более мелкая структура и имеется возможность использовать для изготовления листов сталь, содержащую относительно большое количество Al в качестве сырьевого материала.
С другой стороны, в общем, процесс горячей штамповки включает нагрев стальной болванки до температуры около 1200°С или выше, штамповку стальной болванки, которая завершается при температуре около 1100°С, и последующее охлаждение в соответствии с требуемыми свойствами стального материала. При проведении горячей штамповки стали с большим содержанием Al нельзя обеспечить такую регулировку структуры стали, которая выполнялась при прокатке стального листа, в связи с чем структура стали после проведения штамповки становится грубой, и прочность и ударная вязкость снижаются.
Как указано выше, условия горячей прокатки стального листа отличаются от условий горячей штамповки изделий, в связи с чем не все стали, описанные в документах PLT 1 и PLT 2, могут применяться в качестве материалов для горячей штамповки. Кроме того, даже если сталь пригодна для горячей штамповки, то ее механическая обрабатываемость может быть недостаточной и не соответствует требованиям, предъявляемым к штампуемым сталям.
Например, для штампованных деталей, таких как детали шасси автомобиля, во многих случаях требуется высокий предел прочности, составляющий 800 МПа или более, и в то же самое время превосходная механическая обрабатываемость, соответствующая условиям массового производства. В документах PLT 1 и PLT 2 механическая обрабатываемость описанных сталей вообще не рассматривается. В частности для проведения механической обработки содержание S в стали является недостаточным.
Кроме того, другим примером является сплав на основе железа, описанный в документе PLT 3. Описанный в документе PLT 3 сплав на основе железа имеет низкую удельную массу и содержит Mn: от 5,0 до менее 15,0%; Al: от 0,5 до 10,0%; Si: от 0,5 до 10,0% и С: от 0,01 до 1,5%, и имеет двухфазную структуру γ+а, причем содержание α-фазы составляет от 10 до 95%.
В указанном сплаве на основе железа для снижения удельной массы повышено содержание Al и, кроме того, повышено содержание Mn, главным образом, для того, чтобы стабилизировать в стали γ-фазу и, в конечном счете, сформировать двухфазную структуру γ+α с содержанием α-фазы, составляющем от 10 до 95%. Это позволило получить высокую удельную прочность и хорошую обрабатываемость стали. В частности, превосходная обрабатываемость в холодном состоянии сплава была получена при содержании α-фазы, составляющем около 60% или менее. Твердость и обрабатываемость в холодном состоянии указанной стали в значительной степени зависят от соотношения γ- и α-фаз. При промышленном применении стали необходимо жестко регулировать соотношение γ- и α-фаз. Однако при горячей обработке и различных процессах тепловой обработки стали чрезвычайно трудно точно получить заданное соотношение γ/α. В связи с вышеизложенным сталь, способ получения которой описан в документе PLT 3, не подходит для промышленного применения. Кроме того, согласно документу PLT 3 создавалась сталь с повышенной твердостью. Эта сталь не содержит S и в указанном документе ее механическая обрабатываемость вообще не рассматривается.
Выше были описаны стали, содержащие Al, которые используются при изготовлении различных конструкций. Рассматривая Al-содержащие стали в целом, следует отметить, что основное практическое применение этих сталей связано с их коррозионной стойкостью, стойкостью к окислению при высокой температуре и демпфирующими свойствами. В качестве одного примера стали указанного назначения может служить сталь, описанная в документе PLT 4. В документе PLT 4 описывается сплав Fe-Mn-Al, который является недорогой альтернативой нержавеющей стали.
Перечень цитируемых документов
Патентная литература
PLT 1: публикация патента Японии (А) №2005-15909
PLT 2: публикация патента Японии (А) №2005-120399
PLT 3: публикация патента Японии (А) №2005-325388
PLT 4: публикация патента Японии (А) №57-181363
Раскрытие изобретения
Техническая проблема
Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы создать сталь для горячей штамповки, которая будет обладать высокой прочностью и превосходной механической обрабатываемостью после формообразования при горячей штамповке и последующего охлаждения с соответствующей скоростью и которая будет иметь более низкую удельную массу по сравнению с обычной штампуемой сталью.
Решение проблемы
Ранее в качестве штампуемого материала, который должен обладать высокой прочностью и высокой ударной вязкостью, сталь, содержащая относительно большое количество Al, не использовалась, в связи с тем, что в стали, в которую добавлено большое количество Al с целью получения более низкой удельной массы, по сравнению с обычными сталями, не происходит аустенитное превращение, поэтому при нагреве под штамповку и последующем охлаждении нельзя получить более мелкую структуру стали, которая достигается при аустенитном превращении, в результате чего структура стали является грубой ферритной структурой как при высокой температуре, так и при комнатной температуре. В указанной стали с грубой ферритной структурой во время горячей штамповки образуются штамповочные трещины и поверхностные дефекты, и при комнатной температуре указанная сталь имеет низкие механические свойства, в связи с чем сталь не может использоваться для горячей штамповки.
В связи с вышеизложенным изобретатели изучили составы Al-содержащих сталей, в структуре которых стабильно формируется аустенит в интервале температур горячей штамповки.
В результате изобретатели обнаружили оптимальный химический состав стали, содержащей Al, которая имеет достаточно низкую удельную массу по сравнению с обычной штампуемой сталью, и в структуре указанной стали в диапазоне температур нагрева под горячую штамповку стабильно формируется аустенитная фаза, к тому же не происходит ухудшение механических свойств штампованных деталей.
Кроме того, изобретатели изучили механическую обрабатываемость, которая является важной характеристикой штампованных деталей, и установили, что детали, изготовленные из стали, содержащей относительно большое количество Al, обладают превосходной механической обрабатываемостью, в связи с этим ресурс стойкости инструмента очень высок. Сущность настоящего изобретения, выполненного на основании вышеупомянутых исследований, представлена ниже.
(1) Штампуемая сталь с низкой удельной массой, обладающая превосходной механической обрабатываемостью, отличается тем, что содержит (в мас.%): С: от 0,05 до 0,50%; Si: от 0,01 до 1,50%; Mn: от 3,0 до 7,0%; Р: от 0,001 до 0,050%; S: от 0,020 до 0,200%; Al: от 3,0 до 6,0%; Cr: от 0,01 до 1,00%; N: от 0,0040 до 0,0200% и остальное: Fe и неизбежные примеси.
(2) Штампуемая сталь с низкой удельной массой, обладающая превосходной механической обрабатываемостью, согласно пункту (1), дополнительно содержит один или более из следующих элементов (в мас.%): V: от 0,05 до 0,30%; Nb: от 0,05 до 0,30% и Ti: от 0,005 до 0,050%.
Преимущество изобретения
Согласно настоящему изобретению предлагаемая штампуемая сталь имеет низкую удельную массу, обладает достаточной прочностью и ударной вязкостью и может применяться для изготовления автомобильных деталей и других конструктивных деталей машин, обладая, к тому же, превосходной механической обрабатываемостью.
Варианты осуществления изобретения
Авторы настоящего изобретения изучили состав стали с точки зрения получения γ-фазы в процессе нагрева стали до обычной температуры штамповки, составляющей 1200°С, и в процессе охлаждения от температуры 1200°С, и с точки зрения механической обрабатываемости. В результате изобретатели установили оптимальное содержание С, Mn и Al для получения аустенитной фазы, и оптимальное содержание S и т.д. для обеспечения механической обрабатываемости. Ниже будут объясняться условия, ограничивающие состав и содержание компонентов стали согласно настоящему изобретению. Следует отметить, что % содержание элементов в составе стали означает мас.%).
С: от 0,05 до 0,50%
С является существенным элементом для повышения прочности штампованных изделий и для расширения температурного диапазона однофазного аустенитного превращения при нагреве стали под горячую штамповку и, таким образом, обеспечивает стабильность процесса штамповки. С этой целью содержание С в стали должно составлять 0,05% или более, но при его содержании в стали более 0,50% чрезмерно повышается прочность и падает пластичность, что нежелательно. Наиболее предпочтительным является содержание С: от 0,15 до 0,45%.
Si: от 0,01 до 1,50%
Si является элементом, который упрочняет твердый раствор при его содержании в стали, составляющем 0,01% или более. Высокое содержание Si в стали также способствует снижению удельной массы. Однако при содержании Si более 1,50% происходит падение ударной вязкости и пластичности стали. Наиболее предпочтительным является содержание Si: от 0,05 до 0,50%.
Mn: от 3,0 до 7,0%
Mn известен как аустенитообразующий элемент и вводится в сталь согласно настоящему изобретению также с целью превращения структуры стали при нагреве под штамповку в аустенит. Для превращения всей структуры стали или ее части в аустенит необходимо содержание Mn в стали, составляющее 3,0% или более. При повышении содержания Mn также увеличивается количество аустенитной фазы при нагреве под штамповку, но при содержании Mn, превышающем 7,0%, происходит чрезмерное упрочнение стали и ухудшается механическая обрабатываемость, таким образом, верхний предел содержания Mn в стали установлен 7,0%.
Р: от 0,001 до 0,050%
Р, даже при небольшом его содержании, снижает степень аустенитного превращения при нагреве. Как правило, в промышленной стали содержание Р составляет 0,050% или менее, его влияние является небольшим, таким образом, верхний предел содержания Р установлен от 0 до 0,050%. Кроме того, из-за ограничений, связанных со сталелитейной технологией, установлен нижний предел содержания Р в стали, составляющий 0,001%.
S: от 0,020 до 0,200%
S в стали согласно настоящему изобретению полностью диспергируется и осаждается в виде MnS, улучшая механическую обрабатываемость. Кроме того, осаждение частиц MnS способствует подавлению огрубления структуры при высокотемпературном нагреве и улучшает прочность и пластичность стали. Чтобы обеспечить требуемое количество частиц MnS, способствующих улучшению механической обрабатываемости, содержание S в стали должно составлять 0,020% или более. С другой стороны, при содержании S в стали свыше 0,200% происходит огрубление частиц MnS и падение ударной вязкости. Наиболее предпочтительным является содержание S в стали от 0,030 до 0,100%.
Al: от 3,0 до 6,0%
Al является элементом, вызывающим снижение удельной массы стали и улучшающим механическую обрабатываемость. При увеличении количества введенного Al, соответственно, снижается удельная масса стали. Однако при чрезмерном содержании Al в стали при нагреве вообще не происходит аустенитное превращение, структура стали является ферритной при нагреве от комнатной температуры до температуры ликвидуса, и ферритная структура после горячей штамповки становится чрезвычайно грубой. Таким образом, в процессе штамповки легко происходит растрескивание и образование поверхностных дефектов, и ударная вязкость и пластичность штампованного изделия становятся чрезвычайно низкими.
V-содержащая микролегированная сталь, используемая для горячей штамповки, должна содержать по меньшей мере 3,0% Al, чтобы обеспечить снижение удельной массы стали по меньшей мере на 4% или более. Кроме того, чтобы после горячей штамповки была получена достаточно мелкая структура и обеспечена превосходная ударная вязкость и пластичность, при нагреве до обычной температуры штамповки, составляющей 1200°С, должно произойти превращение по меньшей мере части структуры в аустенит. По этой причине, содержание Al в стали должно составлять 6,0% или менее. Таким образом, содержание Al в стали установлено от 3,0 до 6,0%.
Кроме того, при механической обработке стали, содержащей Al в вышеупомянутом диапазоне, повышается ресурс стойкости инструмента. Известно, что в процессе механической обработки на инструмент налипает обрабатываемый материал и затем отделяется от него, что приводит к износу режущего инструмента, однако Al, содержащийся в стали согласно настоящему изобретению, способствует формированию стабильной защитной пленки, предотвращающей во время механической обработки налипание обрабатываемого материала на инструмент. Предполагается, что благодаря этому увеличивается ресурс стойкости инструмента.
Cr: от 0,01 до 1,00%
Cr является элементом, упрочняющим твердый раствор в составе стали согласно настоящему изобретению. Для упрочнения стали содержание Cr должно составлять 0,01% или более. Однако для снижения стоимости стали установлен верхний предел содержания Cr, составляющий 1,0% или менее.
N: от 0,0040 до 0,0200%
N формирует соединение AlN и при нагреве предотвращает огрубление структуры, повышая, таким образом, ударную вязкость и пластичность. Для предотвращения огрубления структуры содержание N в стали должно составлять, по меньшей мере, 0,0040% или более. Однако для получения бездефектной литой структуры с отсутствием пустот, верхний предел содержания N в стали установлен 0,0200%.
Сущностью настоящего изобретения является сталь, которая содержит вышеупомянутые компоненты и неизбежные примеси, однако в состав стали могут дополнительно входить по выбору один или более из следующих элементов: V: от 0,05 до 0,30%; Nb: от 0,05 до 0,30% и Ti: от 0,005 до 0,050%.
Элементы V, Nb и Ti формируют карбонитриды и предотвращают огрубление структуры стали при нагреве. Для формирования необходимого количества карбонитридов, предотвращающих огрубление структуры, в сталь нужно вводить: V: 0,05% или более; Nb: 0,05% или более и Ti: 0,005% или более. Однако при введении в сталь большого количества указанных элементов огрубляются сами карбонитриды, что вызывает снижение ударной вязкости и пластичности, в связи с чем верхние пределы содержания элементов в стали установлены для V: 0,30%; для Nb: 0,30% и для Ti: 0,050%.
Следует отметить, что для повышения процентной доли области аустенитной фазы в структуре стали при обработке стальной отливки, нагретой до обычной температуры, составляющей около 1200°С, и в процессе охлаждения от температуры около 1200°С соотношение компонентов С, Si, Mn и Al в стали, предпочтительно, должно удовлетворять следующей формуле (формула 1):
Коэффициенты и константы элементов в указанной формуле определялись экспериментальным путем.
Примеры
Стали на основе Fe, содержащие легирующие элементы, приведенные в таблице 1, а также неизбежные примеси, были отлиты в слитки массой 150 кг в вакуумной плавильной печи. Указанные слитки были нагреты до температуры 1230°С и вытянуты посредством штамповки в стальные болванки с квадратным поперечным сечением 30×30 мм, которые служили исходным материалом для испытаний. Стальные болванки с квадратным поперечным сечением 30×30 мм, используемые в качестве исходных материалов, разрезали на заготовки длиной 200 мм, которые помещали в печь с температурой 1200°С и выдерживали в течение 20 мин для воспроизведения условий изготовления горячештампованных изделий, затем заготовки извлекали из печи, охлаждали в масле, подвергали отпуску при температуре 600°С в течение 1 часа, и из охлажденных заготовок изготавливали образцы для проведения испытаний.
После этого из испытываемых материалов вырезали образцы для измерения твердости по Виккерсу, изготавливали шлифы и измеряли твердость по Виккерсу на глубине 7,5 мм от поверхности образца. В продольном направлении испытываемых материалов вырезали образцы для испытания на растяжение и образцы для испытания на ударную вязкость (поперечное сечение 10×10 мм, глубина надреза 2,0 мм, R=1 мм) и проводили испытания для определения предела прочности на растяжение и ударной вязкости при комнатной температуре.
Кроме того, для проведения испытания на сверление из испытываемых материалов были изготовлены образцы размером 28×28×21 мм. Поверхности 28×28 мм, которые использовались для сверления, были горизонтальными и соответствовали продольному направлению штампованной болванки. При испытании на сверление использовалось сверло диаметром 3,0 мм, скорость сверления составляла от 1 до 100 м/мин, скорость подачи составляла 0,25 мм/об, глубина просверленного отверстия составляла 9 мм, при этом сверло выступало над поверхностью образца на 45 мм. Смазочно-охлаждающей жидкостью при сверлении служила водная эмульсия машинного масла.
Ресурс стойкости сверлильного инструмента оценивался на основании максимальной скорости сверления VL1000 (м/мин), при которой сверление возможно до совокупной глубины отверстия, составляющей 1000 мм. Ресурс стойкости инструмента при сверлении испытываемых сталей согласно настоящему изобретению сравнивался с ресурсом стойкости инструмента при сверлении закаленной и отпущенной углеродистой стали (S=0,050%), имеющей тот же предел прочности, что и испытываемые стали, при этом отношение двух сравниваемых величин являлось оценочным показателем. К примеру, величина отношения «1/20» показывает, что при сверлении отверстия, совокупная глубина которого составляет указанные 1000 мм, скорость сверления испытываемой стали согласно настоящему изобретению может на 20% превышать скорость сверления обычной термообработанной стали, имеющей ту же твердость.
Результаты вышеупомянутых измерений представлены в таблице 2. Из таблицы 2 следует, что стали согласно настоящему изобретению имеют удельную массу от 7,20 до 7,44. Указанная удельная масса примерно от 5 до 7% ниже удельной массы обычной V-содержащей микролегированной стали, например удельная масса стали S55CV составляет 7, 79. Кроме того, что касается механических свойств стали после обработки, моделирующей штамповку, то получены следующие результаты: предел прочности составляет более 800 МПа и условный предел текучести (при остаточной деформации 0,2%) составляет 700 МПа. Испытания показали, что получена достаточная величина ударной вязкости по Шарпи, позволяющая использовать сталь согласно изобретению для изготовления автомобильных деталей шасси. К тому же, при сравнении механической обрабатываемости на основании показателя VL1000 установлено, что механическая обрабатываемость стали согласно настоящему изобретению по меньшей мере на 29% лучше механической обрабатываемости обычной термообработанной стали, имеющей ту же твердость.
В противоположность этому, механические свойства сталей сравнительных примеров, как показано в таблице 2, не соответствуют требованиям. В стали №18 с малым содержанием С и в стали №19 с малым содержанием Mn отмечалось снижение как предела текучести, так и предела прочности. Кроме того, их механическая обрабатываемость не отличалась от механической обрабатываемости обычных сталей. В стали №20 с большим содержанием Si отмечалась более низкая ударная вязкость. Сталь №21 с большим содержанием Mn обладала превосходными механическими свойствами, однако при таком содержании Mn затраты на легирование стали были достаточно большими. В стали №22 с большим содержанием Р и в стали №23 с большим содержанием S отмечалось снижение ударной вязкости.
В стали №24 с большим содержанием Cr отмечалось снижение условного предела текучести. В стали №25 с большим содержанием А1 отмечалось снижение условного предела текучести и ударной вязкости. В стали №26 с малым содержанием N и в стали №27 с большим содержанием N отмечалось падение величины ударной вязкости. В стали №29 с большим содержанием С и с малым содержанием S отмечалось падение предела текучести и не наблюдалось какое-либо улучшение механической обрабатываемости.
Штампуемая сталь согласно настоящему изобретению с низкой удельной массой позволяет уменьшить вес конструктивных деталей машин и обладает достаточной прочностью и ударной вязкостью, а также превосходной обрабатываемостью, в связи с чем, может широко применяться в промышленности.
Claims (2)
1. Штампуемая сталь с низкой удельной массой и повышенной обрабатываемостью, характеризующаяся тем, что она содержит, в мас.%:
С 0,05-0,50
Si 0,01-1,50
Mn 3,0-7,0
Р 0,001-0,050
S 0,020-0,200
Al 3,0-6,0
Cr 0,01-1,00
N 0,0040-0,0200
Fe и неизбежные примеси остальное
Fe и неизбежные примеси остальное
2. Сталь по п.1, дополнительно содержащая один или более из следующих элементов, мас.%:
V 0,05-0,30
Nb 0,05-0,30
Ti 0,005-0,050
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2009-098175 | 2009-04-14 | ||
JP2009098175 | 2009-04-14 | ||
PCT/JP2010/056721 WO2010119911A1 (ja) | 2009-04-14 | 2010-04-08 | 被削性に優れた低比重鍛造用鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2484174C1 true RU2484174C1 (ru) | 2013-06-10 |
Family
ID=42982570
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2011146078/02A RU2484174C1 (ru) | 2009-04-14 | 2010-04-08 | Штампуемая сталь с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US10119185B2 (ru) |
EP (1) | EP2420585B1 (ru) |
JP (1) | JP4714801B2 (ru) |
KR (1) | KR101330756B1 (ru) |
CN (2) | CN102341517A (ru) |
BR (1) | BRPI1015485A2 (ru) |
PL (1) | PL2420585T3 (ru) |
RU (1) | RU2484174C1 (ru) |
WO (1) | WO2010119911A1 (ru) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2631216C1 (ru) * | 2013-12-27 | 2017-09-19 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Горячепрессованная стальная листовая деталь, способ ее изготовления и стальной лист для горячего прессования |
RU2635056C1 (ru) * | 2013-12-27 | 2017-11-08 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Деталь из горячепрессованного стального листа, способ ее изготовления и стальной лист для горячего прессования |
RU2707846C1 (ru) * | 2016-08-16 | 2019-11-29 | Ниппон Стил Корпорейшн | Горячепрессованная деталь |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101449119B1 (ko) | 2012-09-04 | 2014-10-08 | 주식회사 포스코 | 우수한 강성 및 연성을 갖는 페라이트계 경량 고강도 강판 및 그 제조방법 |
WO2015001367A1 (en) * | 2013-07-04 | 2015-01-08 | Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl | Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle |
KR101676143B1 (ko) | 2014-12-25 | 2016-11-15 | 주식회사 포스코 | 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법 |
CN105220066B (zh) * | 2015-10-29 | 2017-05-10 | 中北大学 | 一种纳米珠光体钢及其制备方法 |
KR102319479B1 (ko) * | 2020-12-10 | 2021-10-29 | 경상국립대학교산학협력단 | 페라이트계 경량 철강의 제조방법 및 이를 이용한 페라이트계 경량 철강 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SU670632A1 (ru) * | 1977-02-17 | 1979-06-30 | Физико-технический институт АН Белорусской ССР | Штампова сталь |
SU1028736A1 (ru) * | 1981-08-24 | 1983-07-15 | Ждановский металлургический институт | Сталь |
RU2074900C1 (ru) * | 1991-12-30 | 1997-03-10 | Поханг Айрон энд Стил Ко., Лтд. | Способ обработки стали (варианты) |
JP2005015909A (ja) * | 2003-06-05 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corp | 高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
JP2005120399A (ja) * | 2003-10-14 | 2005-05-12 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
AU8261182A (en) | 1981-04-22 | 1982-10-28 | Unisearch Limited | Oxidation and corrosion-resistant febase-al-mn alloys |
US4865662A (en) * | 1987-04-02 | 1989-09-12 | Ipsco Inc. | Aluminum-manganese-iron stainless steel alloy |
US4875933A (en) * | 1988-07-08 | 1989-10-24 | Famcy Steel Corporation | Melting method for producing low chromium corrosion resistant and high damping capacity Fe-Mn-Al-C based alloys |
FR2796083B1 (fr) * | 1999-07-07 | 2001-08-31 | Usinor | Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites |
JP2002363704A (ja) * | 2001-06-12 | 2002-12-18 | Nippon Steel Corp | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた耐食鋼 |
JP4267260B2 (ja) * | 2002-06-14 | 2009-05-27 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性に優れた鋼 |
JP3828845B2 (ja) * | 2002-08-07 | 2006-10-04 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性および湿潤耐食性の優れた鋼 |
JP4264247B2 (ja) * | 2002-11-15 | 2009-05-13 | 新日本製鐵株式会社 | 被削性に優れる鋼およびその製造方法 |
US7488396B2 (en) | 2002-11-15 | 2009-02-10 | Nippon Steel Corporation | Superior in machinability and method of production of same |
JP2005325388A (ja) | 2004-05-13 | 2005-11-24 | Kiyohito Ishida | 低比重鉄合金 |
WO2006038736A1 (ja) * | 2004-10-07 | 2006-04-13 | Jfe Steel Corporation | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP4737601B2 (ja) * | 2005-06-14 | 2011-08-03 | 大同特殊鋼株式会社 | 高温窒化処理用鋼 |
DE102005030413C5 (de) * | 2005-06-28 | 2009-12-10 | Technische Universität Bergakademie Freiberg | Hochfester austenitisch-martensitischer Leichtbaustahl und seine Verwendung |
KR100742833B1 (ko) * | 2005-12-24 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법 |
DE102006039307B3 (de) * | 2006-08-22 | 2008-02-21 | Thyssenkrupp Steel Ag | Verfahren zum Beschichten eines 6-30 Gew.% Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlbands mit einer metallischen Schutzschicht |
-
2010
- 2010-04-08 RU RU2011146078/02A patent/RU2484174C1/ru not_active IP Right Cessation
- 2010-04-08 BR BRPI1015485A patent/BRPI1015485A2/pt not_active IP Right Cessation
- 2010-04-08 US US13/138,534 patent/US10119185B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2010-04-08 EP EP10764495.7A patent/EP2420585B1/en not_active Not-in-force
- 2010-04-08 CN CN201080010265XA patent/CN102341517A/zh active Pending
- 2010-04-08 KR KR1020117018767A patent/KR101330756B1/ko active IP Right Grant
- 2010-04-08 WO PCT/JP2010/056721 patent/WO2010119911A1/ja active Application Filing
- 2010-04-08 PL PL10764495T patent/PL2420585T3/pl unknown
- 2010-04-08 CN CN201610289431.3A patent/CN105908069B/zh not_active Expired - Fee Related
- 2010-04-08 JP JP2010532374A patent/JP4714801B2/ja active Active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SU670632A1 (ru) * | 1977-02-17 | 1979-06-30 | Физико-технический институт АН Белорусской ССР | Штампова сталь |
SU1028736A1 (ru) * | 1981-08-24 | 1983-07-15 | Ждановский металлургический институт | Сталь |
RU2074900C1 (ru) * | 1991-12-30 | 1997-03-10 | Поханг Айрон энд Стил Ко., Лтд. | Способ обработки стали (варианты) |
JP2005015909A (ja) * | 2003-06-05 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corp | 高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
JP2005120399A (ja) * | 2003-10-14 | 2005-05-12 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2631216C1 (ru) * | 2013-12-27 | 2017-09-19 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Горячепрессованная стальная листовая деталь, способ ее изготовления и стальной лист для горячего прессования |
RU2635056C1 (ru) * | 2013-12-27 | 2017-11-08 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Деталь из горячепрессованного стального листа, способ ее изготовления и стальной лист для горячего прессования |
RU2707846C1 (ru) * | 2016-08-16 | 2019-11-29 | Ниппон Стил Корпорейшн | Горячепрессованная деталь |
US11028469B2 (en) | 2016-08-16 | 2021-06-08 | Nippon Steel Corporation | Hot press-formed part |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPWO2010119911A1 (ja) | 2012-10-22 |
US20110318218A1 (en) | 2011-12-29 |
EP2420585B1 (en) | 2016-10-05 |
KR20110104118A (ko) | 2011-09-21 |
CN102341517A (zh) | 2012-02-01 |
KR101330756B1 (ko) | 2013-11-18 |
EP2420585A1 (en) | 2012-02-22 |
US10119185B2 (en) | 2018-11-06 |
CN105908069A (zh) | 2016-08-31 |
WO2010119911A1 (ja) | 2010-10-21 |
BRPI1015485A2 (pt) | 2016-04-26 |
PL2420585T3 (pl) | 2017-04-28 |
JP4714801B2 (ja) | 2011-06-29 |
CN105908069B (zh) | 2018-03-06 |
EP2420585A4 (en) | 2014-04-23 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2484174C1 (ru) | Штампуемая сталь с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью | |
JP6210155B2 (ja) | 鉄道車両用車輪および鉄道車両用車輪の製造方法 | |
JP5344454B2 (ja) | 温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られる鋼材ならびに鋼部品 | |
JP6143355B2 (ja) | 絞り加工性と浸炭熱処理後の表面硬さに優れる熱延鋼板 | |
JP4692259B2 (ja) | 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板 | |
US20160237515A1 (en) | Hot-rolled steel sheet having excellent surface hardness after carburizing heat treatment and excellent cold workability | |
WO2016148037A1 (ja) | 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板 | |
KR20090005252A (ko) | 오스테나이트·페라이트계 스테인레스 강 | |
KR20090078806A (ko) | 마텐자이트형 열간 단조용 비조질강 및 열간 단조 비조질강 부품 | |
EP2784169B1 (en) | Rolled steel bar for hot forging | |
KR20190132455A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법, 및, 배기 부품 | |
JP2006111966A (ja) | 高強度部品の製造方法および高強度部品 | |
CA3021955A1 (en) | Ti-containing ferritic stainless steel sheet for exhaust pipe flange member, production method, and flange member | |
JP2017128795A (ja) | 鍛造用鋼及び大型鍛鋼品 | |
JP6177754B2 (ja) | 打抜き性と結晶粒粗大化防止特性に優れた浸炭用鋼板および機械構造部品 | |
JP7512387B2 (ja) | 鋼の鍛造部品及びその製造方法 | |
KR101618489B1 (ko) | 열연 강판 및 그 제조 방법 | |
JP2019011510A (ja) | 冷間加工性と浸炭熱処理後の靱性に優れる浸炭用鋼板 | |
JP6587881B2 (ja) | 締結部品用フェライト系ステンレス線状鋼材 | |
RU2362814C2 (ru) | Низколегированная сталь и изделие, выполненное из нее | |
JP7220750B1 (ja) | 高温強度と靭性に優れた熱間工具鋼 | |
RU2815344C1 (ru) | Штампованная стальная деталь и способ ее изготовления | |
CN115491585A (zh) | 马氏体不锈钢、以及马氏体不锈钢部件及其制造方法 | |
KR101388409B1 (ko) | 비조질강 및 그 제조 방법 | |
CN118056030A (zh) | 经冷轧和热处理的钢板及其制造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
PC43 | Official registration of the transfer of the exclusive right without contract for inventions |
Effective date: 20140804 |
|
PD4A | Correction of name of patent owner | ||
MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20210409 |