ГОРЯЧЕШТАМПОВАННАЯ ТОЛСТОЛИСТОВАЯ СТАЛЬ, ФОРМОВАННОЕ ШТАМПОВАНИЕМ ИЗДЕЛИЕ И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ФОРМОВАННОГО ШТАМПОВАНИЕМ ИЗДЕЛИЯ
HOT STRAIGHT THICK-GAUGE PLATE FORMED BY PUMPING THE PRODUCT AND METHOD OF MANUFACTURING FORMED BY STAMPING THE PRODUCT

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001] Настоящее изобретение относится к стальному листу для горячего штампования, применяемому для автомобильного конструкционного компонента и пригодного для горячей штамповки, формованному штампованием изделию, полученному из стального листа для горячего штампования, и способу изготовления формованного штампованием изделия. Более конкретно, настоящее изобретение относится к стальному листу для горячего штампования, который пригоден, когда предварительно нагретый стальной лист (заготовку) подвергают формованию до заданной формы, для обработки способом горячей штамповки для придания формы, и проведения термической обработки для получения предварительно заданной прочности, к штампованному изделию, и к способу, применимому для изготовления такого штампованного изделия.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
[0002] В качестве одной из мер, направленных на улучшение экономичности использования автомобильного топлива и обусловленных глобальными проблемами защиты окружающей среды, предпринимается снижение веса кузова транспортного средства, и, в свою очередь, прочность используемого для автомобилей стального листа должна быть повышена настолько, насколько возможно. С другой стороны, когда возрастает прочность стального листа, снижается точность формы во время штамповки.
[0003] По этой причине компонент (формованное штампованием изделие) изготавливают с использованием способа горячей штамповки, где стальной лист нагревают до заданной температуры (например, температуры для формирования аустенитной фазы) для снижения прочности, и затем формуют с помощью пресс-формы с температурой (например, комнатной температурой), более низкой, чем температура формуемого стального листа, и выполняют термическую обработку с быстрым охлаждением (закалку) с использованием разности температур между ними, чтобы обеспечить прочность после формования. Такой способ горячей штамповки имеет разнообразные наименования, такие как способ горячего формования, способ горячей штамповки, способ горячей объемной штамповки, и способ закалки в штампе, в дополнение к способу горячего штампования.
[0004] ФИГ. 1 представляет схематическое пояснительное изображение, показывающее конфигурацию пресс-формы для проведения вышеописанного способа горячей штамповки. В ФИГ. 1 кодовый номер 1 позиции представляет пуансон, кодовый номер 2 позиции представляет матрицу, кодовый номер 3 позиции представляет прижим для заготовки, кодовый номер 4 позиции представляет стальной лист (заготовку), «BHF» представляет усилие для прижимания заготовки, «rp» представляет радиус кромки пуансона, «rd» представляет радиус кромки матрицы, и «CL» представляет зазор между пуансоном и матрицей. Среди этих деталей пуансон 1 и матрица 2 конфигурированы так, чтобы в соответствующих внутренних областях были сформированы каналы 1а и 2а, обеспечивающие протекание охлаждающей среды (например, воды), и чтобы детали охлаждались при пропускании охлаждающей среды через канал.
1
3
3
[0005] Когда горячую штамповку (например, горячую глубокую вытяжку) выполняют с использованием такой пресс-формы, формование начинается в состоянии, где стальной лист (заготовка) 4 размягчается в результате нагревания при температуре двухфазной зоны (от точки Ас превращения до точки Ас превращения) или температуре однофазной зоны, равной или большей, чем точка Ас превращения. Более конкретно, в состоянии, в котором стальной лист 4 с высокой температурой сэндвичеобразно зажат между матрицей 2 и прижимом 3 для заготовки, стальной лист 4 вдавливается в отверстие матрицы 2 (между 2 и 2 в ФИГ. 1) пуансоном 1 и деформируется до формы, соответствующей наружному профилю пуансона 1, в то же время с сокращением наружного диаметра стального листа 4. В дополнение, тепло отводится от стального листа 4 в пресс-форму (пуансон 1 и матрицу 2) благодаря охлаждению пуансона и матрицы одновременно с формованием, и закалка материала (стального листа) проводится при дополнительном выдерживании и охлаждении стального листа в нижней мертвой точке формования (в точке, где головка пуансона располагается в самой глубокой части: состояние, показанное в ФИГ. 1). При проведении такого способа формования может быть получено штампованное изделие класса прочности 1500 МПа с высокой размерной точностью, и, более того, усилие для формования может быть снижено по сравнению с ситуацией формования компонента с таким же классом прочности в условиях холодной обработки, так что необходимый объем штамповочного пресса может быть малым.
[0006] В качестве стального листа для горячего штампования, который широко применяется в настоящее время, известен стальной лист с использованием стали 22MnB5 как материала. Этот стальной лист имеет предел прочности при растяжении 1500 МПа и относительное удлинение приблизительно от 6 до 8%, и применяется для ударостойкой детали (детали, которая подвергается по возможности незначительной деформации по время столкновения и не разрушается). Однако его применение для компонента, который должен деформироваться, такого как энергопоглощающая деталь, является затруднительным вследствие низкого относительного удлинения (пластичности).
[0007] В отношении стального листа для горячего штампования, который проявляет хорошее относительное удлинение, были также предложены способы согласно, например, Патентным Документам 1-4. В этих способах содержание углерода в стальном листе устанавливают на величину в разнообразных диапазонах для регулирования базового класса прочности соответствующих стальных листов, и относительное удлинение повышают введением феррита, имеющего высокую деформируемость, и сокращением средних диаметров частиц феррита и мартенсита. Вышеуказанные способы эффективны для увеличения относительного удлинения, но в плане повышения относительного удлинения сообразно прочности стального листа этого все-таки недостаточно. Например, относительное удлинение EL стального листа, имеющего предел прочности при растяжении TS 1470 МПа или более, составляет максимально около 10,2%, и требуется дальнейшее улучшение.
[0008] С другой стороны, формованное изделие низкого класса прочности по сравнению с формованными горячей штамповкой изделиями, которые были исследованы до сих пор, например, формованное изделие, имеющее предел прочности при растяжении TS класса 980 МПа или класса 1180 МПа, также создает проблему точности формования при холодном штамповании, и в качестве меры улучшения ее существует необходимость в горячем штамповании при низкой прочности. В этом случае должны быть значительно улучшены характеристики энергопоглощения формованного изделия.
[0009] В частности, в недавние годы был разработан способ дифференциации прочности в пределах единственного компонента. В качестве такой технологии был предложен способ придания высокой прочности на участке, который должен предотвращать деформацию (сторона высокой прочности: сторона ударостойкого участка), и сообщения низкой прочности и высокой пластичности на участке, который должен поглощать энергию (сторона низкой прочности: сторона энергопоглощающего участка). Например, в легковом автомобиле среднего или более высокого класса оба функциональных участка с устойчивостью к удару и поглощением энергии иногда предусматриваются в компоненте средней стойки кузова или детали задней стороны, с учетом совместимости во время бокового столкновения и удара сзади (функция защиты также противоположной стороны, когда в столкновении участвует маленький автомобиль). Для изготовления такой детали были предложены, например, (а) способ, где стальной лист, имеющий низкую прочность, даже будучи нагретым/охлажденным в штампе при той же температуре, присоединяют к нормальному стальному листу для горячего штампования (сварка кузова по выкройке: TWB), (b) способ, где скорость охлаждения в пресс-форме делают различной для создания разницы в прочности в пределах соответственных областей стального листа, (с) способ, где на соответственных участках стального листа создают различную температуру нагрева для дифференциации прочности.
[0010] В этих способах на стороне высокой прочности достигается класс прочности 1500 МПа (стороне ударостойкого участка), но сторона низкой прочности (сторона энергопоглощающего участка) остается с максимальным пределом прочности при растяжении 700 МПа и относительным удлинением EL около 17%, и, чтобы дополнительно улучшить характеристики поглощения энергии, требуется обеспечение более высокой прочности и более высокой пластичности.
[0011] В дополнение, чтобы обеспечить усложненную форму горячей штамповкой, требуется применимость подхода, в котором выполняют формование штампованием при комнатной температуре для создания формы до определенной степени, и затем выполняют горячую штамповку, или, поскольку стальной лист для применения в формовании штампованием в условиях горячей штамповки разрезают, прочность стального листа для горячей штамповки также не должна быть чрезмерно высокой.
[0012] Между тем, автомобильный компонент должен быть присоединен главным образом точечной сваркой, но известно, что прочность в зоне термического влияния при сварке (HAZ) значительно снижается, и сварное соединение претерпевает снижение прочности (размягчение) (например, Непатентный Документ 1).
Предшествующий уровень техники
ПАТЕНТНЫЙ ДОКУМЕНТ
[0013] Патентный Документ 1: JP-A-2010-65292
Патентный Документ 2: JP-A-2010-65293
Патентный Документ 3: JP-A-2010-65294
Патентный Документ 4: JP-A-2010-65295
НЕПАТЕНТНЫЙ ДОКУМЕНТ
[0014] Непатентный Документ 1: Hirosue и др., «Nippon Steel Technical Report», № 378, стр. 15-20 (2003)
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ПРОБЛЕМЫ, КОТОРЫЕ ДОЛЖНО РАЗРЕШИТЬ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0015] Настоящее изобретение было выполнено в этих обстоятельствах, и его цель состоит в создании стального листа для горячего штампования, который обеспечивает возможность легкого проведения формования или обработки перед горячим штампованием, получения штампованного изделия, способного достигать высокоуровневого баланса между высокой прочностью и относительным удлинением, когда в формованном изделии требуются единообразные характеристики, достигать высокоуровневого баланса между высокой прочностью и относительным удлинением согласно соответственным участкам, когда в одиночном формованном изделии требуются участки, соответствующие ударостойкому участку и энергопоглощающему участку, и, более того, улучшать характеристику сопротивления размягчению в HAZ; штампованного изделия, проявляющего вышеописанные свойства; и способа, пригодного для изготовления такого штампованного изделия.
СРЕДСТВА РАЗРЕШЕНИЯ ПРОБЛЕМ
[0016] Стальной лист для горячего штампования в настоящем изобретении, который может достигать вышеуказанной цели, содержит:
С: от 0,15 до 0,5% (мас.%; далее то же самое применимо к химическому компонентному составу),
Si: от 0,2 до 3%,
Mn: от 0,5 до 3%,
Р: 0,05% или менее (за исключением 0%),
S: 0,05% или менее (за исключением 0%),
Al: от 0,01 до 1%,
В: от 0,0002 до 0,01%,
Ti: в количестве, равном или большем, чем 3,4[N]+0,01%, и равном или меньшем, чем 3,4[N]+0,1% (причем [N] обозначает содержание (мас.%) N), и
N: от 0,0010 до 0,01%, с остальным количеством из железа и неизбежных примесей, в котором
средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, содержащихся в стальном листе, составляет 6 нм или менее, количество Ti во включениях и общее количество Ti в стали удовлетворяет соотношению согласно нижеследующей формуле (1), и доля площади феррита в металлографической микроструктуре составляет 30% или более. Здесь «диаметр эквивалентной окружности» представляет диаметр окружности, имеющей такую же площадь, как размер (площадь) Ti-содержащих включений (например, TiС), когда выделившуюся фазу преобразуют в круг («средний диаметр эквивалентной окружности» представляет его среднее значение).
Количество Ti во включениях(мас.%)-3,4[N]<0,5×[(общее количество Ti (мас.%))-3,4[N]]... (1)
(в формуле (1) [N] обозначает содержание (мас.%) N в стали).
[0017] В стальном листе для горячего штампования в настоящем изобретении, если желательно, также полезно содержание, в качестве другого(-их) элемента(-ов), по меньшей мере одного из следующих от (а) до (с). Свойства штампованного изделия дополнительно улучшаются сообразно типу элемента, который содержится по необходимости.
(а) Один или более типов, выбранных из группы, состоящей из V, Nb и Zr, в количестве 0,1% или менее (за исключением 0%) в сумме
(b) Один или более типов, выбранных из группы, состоящей из Cu, Ni, Cr и Mo, в количестве 1% или менее (за исключением 0%) в сумме
(с) Один или более типов, выбранных из группы, состоящей из Mg, Са и REM (редкоземельных металлов), в количестве 0,01% или менее (за исключением 0%) в сумме
1
3
[0018] В способе изготовления штампованного изделия согласно настоящему изобретению, который может достигать вышеуказанной цели, стальной лист для горячего штампования согласно настоящему изобретению нагревают при температуре, равной или большей, чем точка Ас превращения+20ºС, и равной или меньшей, чем точка Ас превращения-20ºС, затем начинают горячую штамповку стального листа, и стальной лист охлаждают до температуры, равной или меньшей, чем температура на 100ºС ниже температуры Bs начала бейнитного превращения, в то же время с обеспечением средней скорости охлаждения 20ºС/сек или более в пресс-форме во время формования и после завершения формования.
[0019] В штампованном изделии согласно настоящему изобретению, металлографическая микроструктура штампованного изделия включает остаточный аустенит: от 3 до 20% по площади, феррит: от 30 до 80% по площади, бейнитный феррит: менее 30% по площади (за исключением 0% по площади), и мартенсит: 31% по площади или менее (за исключением 0% по площади), и средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, содержащихся в штампованном изделии, составляет 10 нм или менее, количество Ti во включениях и общее количество Ti в стали удовлетворяет соотношению согласно нижеследующей формуле (1), и в формованном изделии может быть достигнут высокоуровневый баланс между высокой прочностью и относительным удлинением как единообразными характеристиками.
Количество Ti во включениях(мас.%)-3,4[N]<0,5×[(общее количество Ti(мас.%))-3,4[N]]... (1)
(в формуле (1) [N] обозначает содержание (мас.%) N в стали).
3
1
3
[0020] С другой стороны, в еще одном способе изготовления штампованного изделия согласно настоящему изобретению, который может достигать вышеуказанной цели, используют вышеуказанный стальной лист для горячего штампования, область нагрева стального листа подразделяют по меньшей мере на две зоны, одну зону из них нагревают при температуре точки Ас превращения или более, и 950ºС или менее, еще одну зону из них нагревают при температуре, равной или большей, чем точка Ас превращения+20ºС, и равной или меньшей, чем точка Ас превращения-20ºС, затем начинают штамповку обеих зон, и стальной лист охлаждают до температуры, равной или меньшей, чем температура Ms начала мартенситного превращения, в то же время с обеспечением средней скорости охлаждения 20ºС/сек или более в пресс-форме в обеих зонах во время формования и после завершения формования.
[0021] Еще одно штампованное изделие согласно настоящему изобретению представляет собой штампованное изделие из стального листа, имеющего вышеуказанный химический компонентный состав, и штампованное изделие имеет первую зону, имеющую металлографическую микроструктуру, включающую остаточный аустенит: от 3 до 20% по площади, и мартенсит: 80% по площади или более, и вторую зону, имеющую металлографическую микроструктуру, включающую остаточный аустенит: от 3 до 20% по площади, феррит: от 30 до 80% по площади, бейнитный феррит: менее 30% по площади (за исключением 0% по площади), и мартенсит: 31% по площади или менее (за исключением 0% по площади), и средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, содержащихся в стали второй зоны, составляет 10 нм или менее, и количество Ti во включениях и общее количество Ti в стали удовлетворяет соотношению согласно нижеследующей формуле (1). В этом штампованном изделии высокоуровневый баланс между высокой прочностью и относительным удлинением может быть достигнут в зависимости от соответственных зон, и области, соответствующие ударостойкому участку и энергопоглощающему участку, присутствуют в единственном формованном изделии, и, более того, когда выполняют точечную сварку во второй зоне, улучшается характеристика сопротивления размягчению в HAZ.
Количество Ti во включениях(мас.%)-3,4[N]<0,5×[(общее количество Ti(мас.%))-3,4[N]]... (1)
(в формуле (1) [N] обозначает содержание (мас.%) N в стали).
ПРЕИМУЩЕСТВО ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0022] Согласно настоящему изобретению, используется стальной лист, где строго задан химический компонентный состав, и контролируется размер Ti-содержащих включений, и где регулируется степень выделения Ti во включения, не образующего TiN, и в отношении металлографической микроструктуры корректируется доля феррита, так что горячим штампованием стального листа в предварительно заданных условиях баланс «прочность-относительное удлинение» в штампованном изделии может быть доведен до высокоуровневого баланса. В дополнение, когда горячее штампование выполняют при различных условиях в многочисленных зонах, в единственном формованном изделии могут быть образованы ударостойкий участок и энергопоглощающий участок, и в соответствующих зонах может быть достигнут высокоуровневый баланс между высокой прочностью и относительным удлинением, и, кроме того, улучшена характеристика сопротивления размягчению в HAZ.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
[0023] [ФИГ. 1] Схематическое пояснительное изображение, показывающее конфигурацию пресс-формы для проведения горячей штамповки.
ВАРИАНТ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0024] Авторы настоящего изобретения провели исследования разнообразных аспектов для исполнения стального листа для горячего штампования, который обеспечивает, что при изготовлении штампованного изделия нагреванием стального листа при предварительно заданной температуре и затем горячей штамповкой стального листа получается штампованное изделие, проявляющее хорошую пластичность (относительное удлинение), обеспечивая вместе с тем высокую прочность после формования штамповкой.
[0025] В результате было найдено, что, когда химический компонентный состав стального листа для горячего штампования является строго заданным, и регулируются размер Ti-содержащих включений, а также количество Ti во включениях, и когда создается надлежащая металлографическая микроструктура, и стальной лист подвергается горячей штамповке в предварительно определенных условиях, после штамповки обеспечивается предварительно заданное количество остаточного аустенита, и получается штампованное изделие, имеющее повышенную собственную пластичность (остаточную пластичность). Настоящее изобретение было выполнено на основе этих обнаруженных фактов.
[0026] В стальном листе для горячего штампования согласно настоящему изобретению, химический компонентный состав должен быть строго заданным, и обоснование ограничения диапазона каждого химического компонента является следующим.
[0027] (С: от 0,15 до 0,5%)
Углерод (С) представляет собой важный элемент для достижения высокоуровневого баланса между высокой прочностью и относительным удлинением, когда в штампованном изделии требуются единообразные свойства, или для обеспечения остаточного аустенита, в особенности в зоне низкой прочности/высокой пластичности, когда в единственном формованном изделии требуются области, соответствующие ударостойкому участку и энергопоглощающему участку. В дополнение, аустенит обогащается углеродом (С) во время нагревания при горячей штамповке, так что после закалки может быть сформирован остаточный аустенит. Кроме того, этот элемент содействует увеличению количества мартенсита и повышает прочность. Для проявления таких эффектов содержание С должно составлять 0,15% или более.
[0028] Однако, если содержание С является слишком большим и превышает 0,5%, двухфазная зона области нагрева становится узкой, и когда в формованном изделии требуются единообразные свойства, баланс между высокой прочностью и относительным удлинением не достигается на высоком уровне, или когда в единственном формованном изделии требуются области, соответствующие ударостойкому участку и энергопоглощающему участку, оказывается затруднительным регулирование металлографической микроструктуры (микроструктуры, где обеспечиваются предварительно заданные количества феррита, бейнитного феррита и мартенсита), особенно необходимой в зоне низкой прочности/высокой пластичности. Нижний предел содержания С предпочтительно составляет 0,17% или более (более предпочтительно 0,20% или более), и верхний предел предпочтительно составляет 0,45% или менее (более предпочтительно 0,40% или менее).
[0029] (Si: от 0,2 до 3%)
Кремний (Si) оказывает действие, состоящее в формировании остаточного аустенита предотвращением отпуска мартенсита во время охлаждения пресс-формы, закалки с образованием цементита, или подавлением распада непреобразованного аустенита. Для проявления такого эффекта содержание Si должно составлять 0,2% или более. Если содержание Si слишком велико и превышает 3%, во время охлаждения после горячей прокатки стимулируется ферритное превращение, и в образованном феррите может формироваться крупнозернистый TiС, и в результате этого не достигается характеристика сопротивления размягчению в HAZ. Нижний предел содержания Si предпочтительно составляет 0,5% или более (более предпочтительно 1,0% или более), и верхний предел предпочтительно составляет 2,5% или менее (более предпочтительно 2,0% или менее).
[0030] (Mn: от 0,5 до 3%)
Марганец (Mn) представляет собой элемент, эффективно повышающий прокаливаемость во время закалки и подавляющий образование иной микроструктуры (например, феррита, перлита, бейнита), нежели мартенсит и остаточный аустенит, во время охлаждения при закалке в штампе. В дополнение, Mn представляет собой элемент, способный стабилизировать аустенит, и элемент, содействующий увеличению количества остаточного аустенита. Для проявления таких эффектов Mn должен содержаться в количестве 0,5% или более. Если принимают во внимание только характеристики, то содержание Mn предпочтительно является более высоким, но поскольку возрастает стоимость легирующей добавки, верхний предел регулируют на 3% или менее. Нижний предел содержания Mn предпочтительно составляет 0,7% или более (более предпочтительно 1,0% или более), и верхний предел предпочтительно составляет 2,5% или менее (более предпочтительно 2,0% или менее).
[0031] (Р: 0,05% или менее (за исключением 0%))
Фосфор (Р) представляет собой элемент, неизбежно содержащийся в стали, но он ухудшает пластичность, и поэтому содержание Р предпочтительно снижают настолько, насколько возможно. Однако предельное снижение приводит к возрастанию затрат на производство стали, и является затруднительным в плане изготовления с уменьшением содержания до 0%. На этом основании верхний предел регулируют на 0,05% или менее (за исключением 0%). Верхний предел содержания Р предпочтительно составляет 0,045% или менее (более предпочтительно 0,040% или менее).
[0032] (S: 0,05% или менее (за исключением 0%))
Сера (S), как и Р, представляет собой элемент, неизбежно содержащийся в стали, и ухудшает пластичность, и поэтому содержание S предпочтительно снижают настолько, насколько возможно. Однако чрезмерное удаление обусловливает возрастание стоимости производства стали, и является затруднительным в плане изготовления с уменьшением содержания до 0%. По этой причине верхний предел регулируют на 0,05% или менее (за исключением 0%). Верхний предел содержания S предпочтительно составляет 0,045% или менее (более предпочтительно 0,040% или менее).
[0033] (Al: от 0,01 до 1%)
2
3
Алюминий (Al) применим в качестве раскисляющего элемента, и позволяет связать присутствующий в стали растворенный N в форме AlN, что является полезным для повышения пластичности. Для эффективного проявления такого эффекта содержание Al должно составлять 0,01% или более. Однако, если содержание Al является слишком высоким и превышает 1%, чрезмерно образуется AlО, ухудшая пластичность. Нижний предел содержания Al предпочтительно составляет 0,02% или более (более предпочтительно 0,03% или более), и верхний предел предпочтительно составляет 0,8% или менее (более предпочтительно 0,6% или менее).
[0034] (В: от 0,0002 до 0,01%)
1
3
Бор (В) представляет собой элемент, действие которого состоит в подавлении ферритного превращения, перлитного превращения и бейнитного превращения на стороне высокопрочного участка, и поэтому содействует предотвращению формирования феррита, перлита и бейнита во время охлаждения после нагрева при температуре двухфазной зоны (от точки Ас превращения до точки Ас превращения), и обеспечивает образование остаточного аустенита. Для проявления таких эффектов В должен содержаться в количестве 0,0002% или более, но даже если этот элемент содержится в избыточном количестве сверх 0,01%, эффекты насыщаются. Нижний предел содержания В предпочтительно составляет 0,0003% или более (более предпочтительно 0,0005% или более), и верхний предел предпочтительно составляет 0,008% или менее (более предпочтительно 0,005% или менее).
[0035] (Ti: в количестве, равном или большем, чем 3,4[N]+0,01%, и равном или меньшем, чем 3,4[N]+0,1%: [N] представляет содержание (мас.%) N)
Титан (Ti) проявляет действие, состоящее в улучшении прокаливаемости во время закалки в результате связывания N и поддерживания В в состоянии твердого раствора. Для проявления такого эффекта важно, чтобы этот элемент содержался в большем количестве, чем стехиометрическое соотношение Ti и N (3,4-кратное содержание N), на уровне 0,01% или более. В дополнение, когда Ti добавляют в избытке относительно N, это обусловливает его присутствие в состоянии твердого раствора в горячештампованном изделии, и выделившееся соединение является тонко диспергированным, может подавляться снижение прочности в HAZ благодаря дисперсионному упрочнению в результате образования, в форме TiС, растворенного в твердом материале Ti во время сварки горячештампованного изделия, или благодаря такому эффекту, как замедленное повышение плотности дислокаций, вследствие такого действия TiС, что предотвращается перемещение дислокаций. Однако, если содержание Ti является слишком высоким и превышает 3,4[N]+0,1%, образовавшиеся Ti-содержащие включения (например, TiN) становятся крупнозернистыми, ухудшая пластичность стального листа. Нижний предел содержания Ti предпочтительно составляет 3,4[N]+0,02% или более (более предпочтительно 3,4[N]+0,05% или более), и верхний предел предпочтительно составляет 3,4[N]+0,09% или менее (более предпочтительно 3,4[N]+0,08% или менее).
[0036] (N: от 0,001 до 0,01%)
Азот (N) представляет собой неизбежно присутствующий примесный элемент, и его содержание предпочтительно снижают, насколько возможно, но его удаление в реальном процессе ограничено, и поэтому нижний предел регулируют на 0,001%. Если содержание N является слишком большим, укрупняются образующиеся Ti-содержащие включения (например, TiN), и эти включения действуют как источник разрушения, ухудшая пластичность стального листа. По этой причине верхний предел регулируют на 0,01%. Верхний предел содержания N предпочтительно составляет 0,008% или менее (более предпочтительно 0,006% или менее).
[0037] Основные химические компоненты в стальном листе для горячего штампования согласно настоящему изобретению являются такими, как было описано выше, и остальное количество составляют железо и неизбежные примеси (например, О, Н), иные, нежели Р, S и N. В стальном листе для горячего штампования согласно настоящему изобретению также полезно дополнительное содержание по меньшей мере одного элемента из следующих от (а) до (с), если желательно. Свойства стального листа для горячего штампования (то есть, штампованного изделия) дополнительно улучшаются сообразно типу элемента, который содержится по необходимости. В случае содержания такого элемента предпочтительный диапазон и обоснование ограничения диапазона являются следующими.
(а) Один или более, выбранных из группы, состоящей из V, Nb и Zr, в количестве 0,1% или менее (за исключением 0%) в сумме
(b) Один или более, выбранных из группы, состоящей из Cu, Ni, Cr и Mo, в количестве 1% или менее (за исключением 0%) в сумме
(с) Один или более, выбранных из группы, состоящей из Mg, Са и REM, в количестве 0,01% или менее (за исключением 0%) в сумме
[0038] (Один или более, выбранных из группы, состоящей из V, Nb и Zr, в количестве 0,1% или менее (за исключением 0%) в сумме)
Ванадий (V), ниобий (Nb) и цирконий (Zr) проявляют действие, состоящее в формировании мелкозернистого карбида и измельчении микроструктуры в результате пиннинг-эффекта. Для проявления такого эффекта эти элементы предпочтительно содержатся в количестве 0,001% или более в совокупности. Однако, если содержание этих элементов является слишком высоким, образуется крупнозернистый карбид и действует как источник разрушения, ухудшая пластичность. На этом основании содержание этих элементов предпочтительно составляет 0,1% или менее в сумме. Нижний предел содержания этих элементов более предпочтительно составляет 0,005% или более (еще более предпочтительно 0,008% или более) в сумме, и верхний предел более предпочтительно составляет 0,08% или менее (еще более предпочтительно 0,06% или менее) в сумме.
[0039] (Один или более, выбранных из группы, состоящей из Cu, Ni, Cr и Mo, в количестве 1% или менее (за исключением 0%) в сумме)
Медь (Cu), никель (Ni), хром (Cr) и молибден (Mo) подавляют ферритное превращение, перлитное превращение и бейнитное превращение, и поэтому эффективно действуют в предотвращении образования феррита, перлита и бейнита во время охлаждения после нагрева, и обеспечивают формирование остаточного аустенита. Для проявления такого эффекта они предпочтительно содержатся в количестве 0,01% или более в совокупности. Если принимают во внимание только свойства, содержание предпочтительно является более высоким, но поскольку возрастает стоимость легирующей добавки, содержание предпочтительно составляет 1% или менее в сумме. В дополнение, эти элементы действуют так, что значительно повышают прочность аустенита и обусловливают повышенную нагрузку при горячей прокатке, делая затруднительным изготовление стального листа. Поэтому, также из соображений технологичности при изготовлении, содержание предпочтительно составляет 1% или менее. Нижний предел содержания этих элементов более предпочтительно составляет 0,05% или более (еще более предпочтительно 0,06% или более) в сумме, и верхний предел более предпочтительно составляет 0,5% или менее (еще более предпочтительно 0,3% или менее) в сумме.
[0040] (Один или более, выбранных из группы, состоящей из Mg, Са и REM (редкоземельного элемента), в количестве 0,01% или менее (за исключением 0%) в сумме)
Эти элементы измельчают включения, и поэтому эффективно действуют для повышения пластичности. Для проявления такого эффекта эти элементы предпочтительно содержатся в количестве 0,0001% или более в сумме. Когда принимают во внимание только свойства, содержание предпочтительно является более высоким, но поскольку эффект насыщается, содержание предпочтительно составляет 0,01% или менее в сумме. Нижний предел содержания этих элементов более предпочтительно составляет 0,0002% или более (еще более предпочтительно 0,0005% или более) в сумме, и верхний предел более предпочтительно составляет 0,005% или менее (еще более предпочтительно 0,003% или менее) в сумме.
[0041] В стальном листе для горячего штампования согласно настоящему изобретению также являются важными требования: (А) средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, содержащихся в стальном листе, составляет 6 нм или менее, (В) удовлетворяется соотношение «количество Ti во включениях (мас.%)-3,4[N]<0,5×[(общее количество Ti (мас.%))-3,4[N]]» (соотношение согласно формуле (1)), и (С) доля площади феррита в металлографической микроструктуре составляет 30% или более.
[0042] Ti-содержащие включения и соотношение в формуле (1) регулируют для предотвращения размягчения HAZ, и такое регулирование изначально представляет собой контроль, необходимый в формованном изделии, но эти значения мало изменяются между состояниями до и после горячей штамповки. Поэтому регулирование нужно проводить уже на этапе перед формованием (в стальном листе для горячего штампования). Когда избыточное количество Ti относительно N в стальном листе перед формованием обусловливает нахождение в состоянии твердого раствора или в мелкодисперсном состоянии, Ti-содержащие включения могут поддерживаться в состоянии твердого раствора или в тонкодисперсном состоянии во время нагревания при горячем штамповании. В результате этого количество Ti, выделившегося в штампованном изделии во включения, может быть отрегулировано до величины не более предварительно заданного количества, и может быть предотвращено размягчение в HAZ, благодаря чему могут быть улучшены свойства сварного соединения.
[0043] Из этих соображений Ti-содержащие включения должны быть тонко диспергированы, и для этой цели средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, содержащихся в стальном листе, должен составлять 6 нм или менее (вышеуказанное требование (А)). Здесь диаметр эквивалентной окружности данных Ti-содержащих включений задается как равный 30 нм или менее, поскольку необходимо регулировать Ti-содержащие включения, за исключением TiN, который формируется крупнозернистым на стадии расплавления, и после этого не влияет на изменения микроструктуры или характеристики. Размер (средний диаметр эквивалентной окружности) Ti-содержащих включений предпочтительно составляет 5 нм или менее, более предпочтительно 3 нм или менее. Примеры Ti-содержащих включений в настоящем изобретении, включают TiС, TiN и другие Ti-содержащие включения, такие как TiVC, TiNbC, TiVCN и TiNbCN.
[0044] Как описывается позже, средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений в штампованном изделии задается составляющим 10 нм или менее, тогда как перед формованием (стального листа для горячего штампования) задается равным 6 нм или менее. Обоснование того, почему размер выделившейся фазы задается бóльшим в формованном изделии, нежели в стальном листе, состоит в том, что Ti присутствует в стальном листе в виде тонкодисперсной выделившейся фазы или в состоянии твердого раствора, и, будучи нагретой при температуре около 800ºС в течение 15 минут или более, Ti-содержащие включения слегка укрупняются. Чтобы обеспечить свойства, как в формованном изделии, средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений должен составлять 10 нм или менее, и для достижения этого состояния выделившихся фаз в горячештампованном изделии необходимо, чтобы в состоянии стального листа для горячей штамповки средний диаметр эквивалентной окружности тонкодисперсных выделившихся фаз 30 нм или менее был скорректирован до 6 нм или менее, и бóльшая часть Ti должна присутствовать в состоянии твердого раствора.
[0045] В дополнение, в стальном листе для горячего штампования основное количество Ti, за исключением Ti, используемого для образования включений и связывания N, должно присутствовать в состоянии твердого раствора или в тонкодисперсном состоянии. На этом основании количество Ti, присутствующего в виде включений, иных, нежели TiN (то есть, количество Ti во включениях (мас.%)-3,4[N]), должно составлять меньшее количество, чем половину остатка после вычитания Ti, который образует TiN, из всего количества Ti (то есть, 0,5×[(общее количество Ti (мас.%))-3,4[N]] (вышеуказанное требование (В)). Значение «количество Ti во включениях (мас.%)-3,4[N]» предпочтительно составляет 0,4×[(общее количество Ti(мас.%))-3,4[N]] или менее, более предпочтительно 0,3×[(общее количество Ti(мас.%))-3,4[N]] или менее.
[0046] Стальной материал должен быть обязательно обработан перед горячей штамповкой, и иногда подвергнут штамповке, и в таком случае должно быть обеспечено предварительно заданное количество феррита как мягкой микроструктуры. С этой точки зрения доля феррита в стальном листе для горячего штампования должна составлять 30% по площади или более (вышеуказанное требование (С)). Доля феррита предпочтительно составляет 50% по площади или более, более предпочтительно 70% по площади или более.
[0047] В стальном листе для горячего штампования остальная металлографическая микроструктура не является конкретно ограниченной, но включает, например, по меньшей мере один из перлита, бейнита, мартенсита и остаточного аустенита.
[0048] Для изготовления стального листа (стального листа для горячего штампования) согласно настоящему изобретению, сляб, полученный плавлением стального материала, имеющего вышеописанный химический компонентный состав, может быть подвергнут горячей прокатке при температуре нагрева: 1100ºС или более (предпочтительно 1150ºС или более), и 1300ºС или менее (предпочтительно 1250ºС или менее), и чистовой прокатке при температуре 850ºС или более (предпочтительно 900ºС или более), и 1050ºС или менее (предпочтительно 1000ºС или менее), и немедленно после этого он может быть охлажден (быстрым охлаждением) при средней скорости охлаждения 20ºС/сек или более (предпочтительно 30ºС/сек или более) до достижения температуры 650ºС или менее (предпочтительно 625ºС или менее), и после этого он может охлаждаться со скоростью 10ºС/сек или менее (предпочтительно 5ºС/сек) от температуры 620ºС до 580ºС, и затем он может охлаждаться со средней скоростью охлаждения 10ºС/сек или более, и после этого он может быть намотан в рулон при температуре 350ºС или более (предпочтительно 380ºС или более), и 450ºС или менее (предпочтительно 430ºС или менее).
[0049] В вышеуказанном способе (1) прокатку прекращают в температурном диапазоне, где остается дислокация, внедренная в аустенит при горячей прокатке, (2) быстрое охлаждение выполняют непосредственно после этого, чтобы обеспечить образование на дислокации Ti-содержащих включений, такой как тонкодисперсный TiС, и (3) далее выполняют двухстадийное охлаждение, с последующей намоткой в рулон, чем регулируют протекание ферритного превращения, в то же время обеспечивая количество Ti-содержащих включений.
[0050] Стальной лист для горячего штампования, который имеет вышеописанный химический компонентный состав, металлографическую микроструктуру и состояние Ti во включениях, может быть непосредственно использован для изготовления горячим штампованием, или может быть подвергнут холодной прокатке со степенью обжатия при прокатке 60% или менее (предпочтительно 40% или менее) после декапирования, и затем использован для изготовления горячим штампованием. В стальном листе для горячего штампования согласно настоящему изобретению, его микроструктура может быть создана во время термической обработки горячекатаного материала в печи для непрерывного отжига или на технологической линии для непрерывного горячего погружного цинкования. Короче говоря, пока удовлетворяются требуемые характеристики, такие как металлографическая микроструктура и состояние Ti во включениях, стальной лист соответствует стальному листу для горячего штампования в настоящем изобретении.
1
1
3
3
[0051] С использованием вышеописанного стального листа для горячего штампования, стальной лист нагревают при температуре, равной или более высокой, чем точка Ас превращения+20ºС (Ас+20ºС), и равной или меньшей, чем точка Ас превращения-20ºС (Ас-20ºС), и после начала штамповки стальной лист охлаждают до температуры, равной или меньшей, чем температура на 100ºС ниже температуры Bs начала бейнитного превращения (Bs-100ºС), в то же время с обеспечением средней скорости охлаждения 20ºС/сек или более в пресс-форме во время формования, а также после завершения формования, в результате чего оптимальная микроструктура, как в сформованном изделии с низкой прочностью и высокой пластичностью, может быть создана в отштампованном изделии, имеющем единообразное свойство (далее иногда называемом «однозонным формованным изделием»). Обоснование для точного задания каждого требования в этом способе формования является следующим.
1
3
[0052] В стальном листе, содержащем предварительно заданное количество феррита, чтобы вызвать частичное превращение в аустенит, в то же время позволяя оставаться части феррита, нужно регулировать температуру нагрева на предварительно заданный диапазон. Если температура нагрева стального листа является более низкой, чем точка Ас превращения+20ºС, достаточное количество аустенита не может быть получено во время нагревания, и не может быть обеспечено предварительно заданное количество остаточного аустенита в конечной микроструктуре (микроструктуре отформованного изделия). Если температура нагрева стального листа превышает точку Ас превращения-20ºС, чрезмерно возрастает степень превращения в аустенит во время нагревания, и не может быть обеспечено предварительно заданное количество феррита в конечной микроструктуре (микроструктуре отформованного изделия).
[0053] Чтобы обеспечить преобразование аустенита, сформированного в вышеуказанной стадии нагревания, в желательную микроструктуру, в то же время препятствуя образованию такой микроструктуры, как феррит или перлит, необходимо надлежащим образом контролировать среднюю скорость охлаждения во время формования, а также после формования, и температуру окончания охлаждения. Из таких соображений необходимо, чтобы средняя скорость охлаждения во время формования составляла 20ºС/сек или более, и температура окончания охлаждения была равной или меньшей, чем температура на 100ºС ниже температуры Bs начала бейнитного превращения. Средняя скорость охлаждения во время формования предпочтительно составляет 30ºС/сек или более (более предпочтительно 40ºС/сек или более). Когда температура окончания охлаждения является равной или меньшей, чем температура на 100ºС ниже температуры Bs начала бейнитного превращения, аустенит, присутствующий во время нагревания, превращается в бейнит или мартенсит, в то же время препятствуя образованию такой микроструктуры, как феррит или перлит, благодаря чему остается тонкодисперсный аустенит между рейками бейнита или мартенсита, и обеспечивается предварительно заданное количество остаточного аустенита, наряду с сохранением бейнита и мартенсита.
[0054] Если температура окончания охлаждения превышает температуру, которая должна быть на 100ºС ниже температуры Bs начала бейнитного превращения, или средняя скорость охлаждения является меньшей, чем 20ºС/сек, образуется такая микроструктура, как феррит и перлит, и не может быть обеспечено предварительно заданное количество остаточного аустенита, приводя к ухудшению относительного удлинения (пластичности) в отформованном изделии. Температура окончания охлаждения конкретно не ограничивается, пока она является равной или меньшей, чем температура на 100ºС ниже Bs, и температура окончания охлаждения может быть, например, равной или меньшей, чем температура Ms начала мартенситного превращения.
[0055] После достижения температуры, равной или меньшей, чем температура на 100ºС ниже температуры Bs начала бейнитного превращения, регулирование средней скорости охлаждения в принципе не требуется, но стальной лист может охлаждаться до комнатной температуры со средней скоростью охлаждения, например, 1ºС/сек или более, и 100ºС/сек или менее. Контроль средней скорости охлаждения во время формования, а также после завершения формования, может быть достигнут способом, например, (а) регулирования температуры пресс-формы для формования (с помощью охлаждающей среды, показанной в ФИГ. 1), или (b) регулирования теплопроводности пресс-формы.
[0056] В отштампованном изделии (однозонном формованном изделии), изготовленном вышеописанным горячим штампованием, металлографическая микроструктура включает остаточный аустенит: от 3 до 20% по площади, феррит: от 30 до 80% по площади; бейнитный феррит: менее 30% по площади (за исключением 0% по площади), и мартенсит: 31% по площади или менее (за исключением 0% по площади), и в отформованном изделии может быть достигнут высокоуровневый баланс между высокой прочностью и относительным удлинением как единообразными характеристиками. Обоснование регулирования диапазона каждого требования (базовой микроструктуры) в таком горячештампованном изделии является следующим.
[0057] Остаточный аустенит оказывает действие, состоящее в повышении степени деформационного упрочнения (наведенной превращением пластичности) и усилении пластичности штампованного изделия в результате превращения в мартенсит, протекающего во время пластической деформации. Для проявления такого эффекта доля площади остаточного аустенита должна составлять 3% или более. Пластичность еще больше улучшается по мере возрастания доли остаточного аустенита. В композиции, используемой для автомобильного стального листа, обеспечиваемый остаточный аустенит ограничен, и верхний предел составляет около 20% по площади. Нижний предел остаточного аустенита предпочтительно составляет 5% по площади или более (более предпочтительно 7% по площади).
[0058] Когда основная микроструктура представляет собой тонкодисперсный феррит, имеющий высокую пластичность, может быть повышена пластичность (относительное удлинение) отштампованного изделия. С этой позиции доля площади феррита составляет 30% или более. Однако, если эта доля превышает 80% по площади, прочность формованного изделия не может быть обеспечена. Нижний предел доли феррита предпочтительно составляет 35% по площади или более (более предпочтительно 40% по площади), и верхний предел предпочтительно составляет 75% по площади или менее (более предпочтительно 70% по площади или менее).
[0059] Бейнитный феррит представляет собой микроструктуру, эффективную в повышении прочности формованного изделия, но является структурой, имеющей несколько меньшую пластичность, и поэтому, когда присутствует в большом количестве, он ухудшает относительное удлинение. Из этих соображений доля площади бейнитного феррита составляет менее 30%. Верхний предел доли площади бейнитного феррита предпочтительно составляет 25% или менее (более предпочтительно 20% по площади или менее).
[0060] Мартенсит (мартенсит закалки) представляет собой микроструктуру, эффективную в повышении прочности формированного изделия, но является структурой, которая не имеет пластичности, и поэтому, когда присутствует в большом количестве, он ухудшает относительное удлинение. С этой позиции доля площади мартенсита составляет менее 31%. Верхний предел доли площади мартенсита предпочтительно составляет 25% или менее (более предпочтительно 20% по площади или менее).
[0061] Иная микроструктура, нежели описанные выше, не является конкретно ограниченной, и перлит, и т.д., может содержаться в качестве остальной микроструктуры, но такая микроструктура является худшей, чем другие микроструктуры, в отношении вклада в прочность или содействия пластичности, и, в принципе, предпочтительно, чтобы такая микроструктура не содержалась (может составлять даже 0% по площади).
[0062] В вышеуказанном штампованном изделии (однозонном формованном изделии) средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, присутствующих в штампованном изделии (то есть, в стальном листе, составляющем штампованное изделие), составляет 10 нм или менее. Когда это требование удовлетворяется, может быть получено штампованное изделие, способное достигать высокоуровневого баланса между высокой прочностью и относительным удлинением. Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений предпочтительно составляет 8 нм или менее, более предпочтительно 6 нм или менее.
[0063] В дополнение, в штампованном изделии (однозонном формованном изделии) количество Ti, присутствующего в виде иной выделившейся фазы, нежели TiN (то есть, количество Ti во включениях-3,4[N]), является меньшим, чем половина остатка после вычитания Ti, который образует TiN, из общего количества Ti (то есть, меньше, чем 0,5×[общее количество Ti(%)-3,4[N]]). Когда это требование удовлетворяется, Ti, растворенный в твердом материале во время сварки, образует тонкодисперсную выделившуюся фазу в HAZ, или существующие тонкодисперсные Ti-содержащие включения подавляют восстановление, и т.д. дислокации, и в результате этого предотвращается размягчение в HAZ, и улучшается свариваемость. Значение «количество Ti во включениях-3,4[N]» предпочтительно составляет 0,4×[(общее количество Ti(мас.%))-3,4[N]] или менее, более предпочтительно 0,3×[(общее количество Ti(мас.%))-3,4[N]] или менее.
[0064] Когда используют стальной лист для горячего штампования согласно настоящему изобретению, такие свойства, как прочность и относительное удлинение штампованного изделия, можно контролировать надлежащим регулированием условий штамповки (температуры нагрева и скорости охлаждения), и, более того, получается штампованное изделие, имеющее высокую пластичность (остаточную пластичность), обеспечивая возможность его использования в месте (например, в качестве энергопоглощающей детали), для которого стандартное штампованное изделие едва ли может быть применено. Это является весьма полезным для расширения области использования штампованного изделия. В дополнение к вышеописанному однозонному формованному изделию, при изготовлении штампованного изделия путем штамповки стального листа с использованием пресс-формы для штамповки, когда температура нагрева и условия в каждой области во время формования надлежащим образом контролируются, и тем самым регулируется микроструктура каждой области, получается штампованное изделие, проявляющее баланс прочности и пластичности в зависимости от соответствующих областей (далее иногда называемое «многозонным формованным изделием»).
3
1
3
[0065] При изготовлении многозонного формованного изделия, как описанного выше, с использованием стального листа для горячего штампования согласно настоящему изобретению, изготовление может быть выполнено таким образом, что нагреваемую область стального листа подразделяют по меньшей мере на две зоны, нагревают одну зону (далее называемую первой зоной) при температуре точки Ас превращения или более, и 950ºС или менее, нагревают другую зону (далее называемую второй зоной) при температуре, равной или большей, чем точка Ас превращения+20ºС, и равной или меньшей, чем точка Ас превращения-20ºС, затем начинают штамповку как первой, так и второй зон, и охлаждают стальной лист до температуры, равной или меньшей, чем температура Ms начала мартенситного превращения, в то же время обеспечивая среднюю скорость охлаждения 20ºС/сек или более в пресс-форме как первой, так и второй зон во время формования, а также после завершения формования.
[0066] В вышеуказанном способе нагреваемую область стального листа подразделяют по меньшей мере на две зоны (зону стороны высокой прочности и зону стороны низкой прочности), и условия изготовления контролируют сообразно соответственным зонам, благодаря чему получается штампованное изделие, которое проявляет баланс прочности и пластичности в зависимости от соответственных зон. Из двух зон вторая зона соответствует зоне стороны низкой прочности, и условия изготовления, микроструктура и свойства в этой зоне в принципе являются такими же, как в вышеописанном однозонном формованном изделии. Далее описываются условия изготовления для формирования первой зоны (соответствующей зоне стороны высокой прочности). Здесь, когда исполняют этот способ изготовления, области, различающиеся по температуре нагрева, должны быть образованы в единственном стальном листе, но температура может быть отрегулирована с выдерживанием граничного участка изменения температуры величиной в 50 мм или менее, с использованием существующей нагревательной печи (например, печи с инфракрасным излучением в дальней ИК-области, электрической печи+экрана).
[0067] (Условия изготовления первой зоны/зоны стороны высокой прочности)
3
3
Чтобы надлежащим образом отрегулировать микроструктуру штампованного изделия, температура нагрева должна контролироваться до предварительно заданного диапазона. При надлежащем контроле этой температуры нагрева, в последующем процессе охлаждения может быть стимулировано протекание превращения микроструктуры, главным образом включающей мартенсит, в то же время с обеспечением предварительно заданного количество остаточного аустенита, и желательная микроструктура может быть создана на участке конечного горячештампованного изделия. Если температура нагрева стального листа в этой зоне составляет менее, чем точка Ас превращения, достаточное количество аустенита не может быть получено во время нагревания, и не может быть обеспечено предварительно заданное количество остаточного аустенита в конечной микроструктуре (микроструктуре формованного изделия). Если температура нагрева стального листа превышает 950ºС, размер зерен аустенита растет во время нагревания, повышаются температура начала мартенситного превращения (точка Ms) и температура окончания мартенситного превращения (точка Mf), остаточный аустенит не может быть обеспечен во время закалки, и хорошая формуемость не достигается. Температура нагрева стального листа предпочтительно составляет точку Ас превращения+50ºС или более, и 930ºС или менее.
[0068] Чтобы обеспечить преобразование аустенита, сформированного в вышеуказанной стадии нагревания, в желательную микроструктуру, в то же время препятствуя образованию такой микроструктуры, как феррит или перлит, должны надлежащим образом контролироваться средняя скорость охлаждения во время формования, а также после формования, и температура окончания охлаждения. Из таких соображений необходимо, чтобы средняя скорость охлаждения во время формования составляла 20ºС/сек или более, и температура окончания охлаждения была равной или меньшей, чем температура начала мартенситного превращения (точка Ms). Средняя скорость охлаждения во время формования предпочтительно составляет 30ºС/сек или более (более предпочтительно 40ºС/сек или более). Когда температура окончания охлаждения является равной или меньшей, чем температура начала мартенситного превращения (точка Ms), аустенит, присутствующий во время нагревания, превращается в мартенсит, в то же время препятствуя образованию такой микроструктуры, как феррит или перлит, благодаря чему обеспечивается мартенсит. Более конкретно, температура окончания охлаждения составляет 400ºС или менее, предпочтительно 300ºС или менее.
[0069] В штампованном изделии, полученном таким способом, металлографическая микроструктура, выделившаяся фаза, и т.д., являются различными между первой зоной и второй зоной. В первой зоне металлографическая микроструктура включает остаточный аустенит: от 3 до 20% по площади (действие и эффект остаточного аустенита являются такими же, как указано выше), и мартенсит: 80% по площади или более. Вторая зона удовлетворяет металлографической микроструктуре и состоянию Ti (например, среднему диаметру эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, значению «количества Ti во включениях (мас.%)-3,4[N]»), которые являются такими же, как в вышеописанном однозонном формованном изделии.
[0070] Когда основная микроструктура первой зоны представляет собой высокопрочный мартенсит, содержащий предварительно заданное количество остаточного аустенита, могут быть обеспечены пластичность штампованного изделия в заданной области и высокая прочность. С этой точки зрения, доля площади мартенсита должна составлять 80% по площади или более. Доля мартенсита предпочтительно составляет 85% по площади или более (более предпочтительно 90% по площади или более). Первая зона может частично содержать феррит, перлит, бейнит, и т.д., в качестве остальной микроструктуры.
[0071] Эффекты настоящего изобретения более конкретно описаны ниже со ссылкой на Примеры, но настоящее изобретение не ограничивается нижеследующими Примерами, и все изменения конфигурации, сделанные в рамках описанной выше сущности изобретения или позже, включены в техническую область настоящего изобретения.
ПРИМЕРЫ
[0072] [Пример 1]
1
3
Стальные материалы (стали №№ 1-16 и 18-32), имеющие химический компонентный состав, показанный ниже в Таблицах 1 и 2, расплавили в вакууме для получения экспериментального сляба, затем провели горячую прокатку для получения стального листа, с последующим охлаждением и подверганием обработке, моделирующей намотку в рулон (толщина листа: 1,6 мм или 3,0 мм). Что касается способа моделирующей намотку в рулон обработки, образец охладили до температуры намотки, и поместили в печь, нагретую до температуры намотки, с последующим выдерживанием в течение 30 минут и затем охлаждением в печи. Условия изготовления стальных листов показаны ниже в Таблицах 3 и 4. Здесь, в Таблицах 1 и 2, точка Ас превращения, точка Ас превращения, точка Ms и точка Bs были определены с использованием нижеследующих формул (2)-(5) (смотри, например, издание «The Physical Metallurgy of Steels», авторы Leslie, Maruzen, (1985)). В дополнение, обработки (1) и (2), показанные в Примечаниях к Таблице 3, означают, что выполнялась каждая описанная ниже обработка (прокатка, охлаждение и сплавление).
1
[0073] Точка Ac превращения (ºC)=723+29,1×[Si]-10,7×[Mn]+16,9×[Cr]-16,9[Ni].....(2)
3
1/2
Точка Ac превращения (ºC)=910-203×[C]+44,7×[Si]-30×[Mn]+700×[P]+400×[Al]+400×[Ti]+104×[V]-11×[Cr]+31,5×[Mo]-20×[Cu]-15,2×[Ni].....(3)
Точка Ms (ºC)=550-361×[C]-39×[Mn]-10×[Cu]-17×[Ni]-20×[Cr]-5×[Mo]+30×[Al].....(4)
Точка Bs (ºC)=830-270×[C]-90×[Mn]-37×[Ni]-70×[Cr]-83×[Mo]......(5)
причем [C], [Si], [Mn], [P], [Al], [Ti], [V], [Cr], [Mo], [Cu] и [Ni] представляют уровни содержания (мас.%) элементов C, Si, Mn, P, Al, Ti, V, Cr, Mo, Cu и Ni, соответственно. В случае, где элемент, показанный в каждом члене формул (2)-(5), не содержится, расчет выполняется с учетом того, что член не присутствует.
[0074] Обработка (1): горячекатаный стальной лист подвергли холодной прокатке (толщина листа: 1,6 мм), затем нагревали при температуре 800ºС для моделирования непрерывного отжига в имитаторе термической обработки, выдерживали в течение 90 секунд, охлаждали до температуры 500ºС при средней скорости охлаждения 20ºС/сек, и выдерживали в течение 300 секунд.
Обработка (2): горячекатаный стальной лист подвергли холодной прокатке (толщина листа: 1,6 мм), затем нагревали при температуре 860ºС для моделирования технологической линии непрерывного погружного цинкования в имитаторе термической обработки, охлаждали до температуры 400ºС при средней скорости охлаждения 30ºС/сек, выдерживали, дополнительно выдерживали в условиях температуры 500ºС в течение 10 секунд для имитации погружения в плакирующую ванну и обработки сплавлением, и после этого охлаждали до комнатной температуры со средней скоростью охлаждения 20ºС/сек.
[0075]
[0076]
[0077]
[0078]
[0079] В отношении полученных стальных листов (стальных листов для горячего штампования), анализ состояния Ti во включениях и обследование металлографической микроструктуры (доли каждой микроструктуры) выполняли следующим образом. В дополнение, предел прочности при растяжении (TS) каждого стального листа измеряли описываемым позже методом. Полученные результаты показаны ниже в Таблицах 5 и 6 вместе с расчетным значением 0,5×[общее количество Ti(мас.%)-3,4[N]] [обозначенным как 0,5×[общее количество Ti-3,4[N]].
[0080] (Анализ состояния Ti во включениях в стальном листе)
Приготовили образец экстракционной реплики, и сфотографировали изображение в просвечивающем электронном микроскопе (100000-кратные увеличения) Ti-содержащих включений с использованием просвечивающего электронного микроскопа (TEM) В это время Ti-содержащие включения (имеющие диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее) идентифицировали анализом состава выделившихся фаз с помощью энергодисперсионного рентгеновского спектрометра (EDX). По меньшей мере 100 участков Ti-содержащих включений измерили по площади с помощью анализа изображений, определили по нему диаметр эквивалентной окружности, и вывели его среднее значение как размер выделившихся фаз (средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений). Что касается величины «количество Ti во включениях(мас.%)-3,4[N]]» (количество Ti, присутствующего в виде включений), выполнили анализ экстракционного остатка с использованием сетки, имеющей размер ячеек 0,1 мкм (во время экстракционной обработки могла бы быть также измерена тонкодисперсная выделившаяся фаза, образованная агрегированием включений), и определили «количество Ti во включениях(мас.%)-3,4[N]» (обозначенное в Таблицах 5 и 6 как «Количество Ti во включениях-3,4[N]»). В случае, где Ti-содержащие включения частично содержат V или Nb, также измерили уровни содержания этих включений.
[0081] (Обследование металлографической микроструктуры (доли каждой микроструктуры))
(1) В отношении микроструктуры феррита, бейнитного феррита, перлита и мартенсита в стальном листе, стальной лист протравили ниталом, и после различения феррита, бейнитного феррита, перлита и мартенсита друг от друга с помощью SEM-обследования (увеличения: 1000 раз или 2000 раз) определили долю (долю площади) каждой микроструктуры.
(2) Долю остаточного аустенита в стальном листе измерили методом рентгеновской дифракции после того, как стальной лист прошлифовали на 1/4 толщины и затем подвергли химическому полированию (например, согласно работе «ISJJ Int.», том 33, (1933), № 7, стр. 776).
[0082]
<b>Таблица 5</b>
Сталь №
Стальной лист для штамповки
Количество Ti во включениях-3,4[N] (мас.%)
0,5×[общее количество Ti-3,4[N] (мас.%)
Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений (нм)
Доля феррита(% по площади)
Остальная микроструктура*
Предел прочности при растяжении (МПа)
1
0,008
0,015
3,8
40
B
799
2
0,007
0,015
2,7
38
B
808
3
0,007
0,015
3,0
43
P+B
785
4
0,007
0,015
2,7
43
P+B
787
5
0,001
0,003
3,2
45
B
776
6
0,008
0,015
2,7
36
B
822
7
0,018
0,015
9,2
39
B
807
8
0,007
0,015
3,7
0
B
1150
9
0,010
0,015
7,2
42
B
789
10
0,008
0,015
2,8
40
B
799
11
0,008
0,015
2,8
40
B
799
12
0,008
0,015
2,8
40
B
799
13
0,008
0,015
2,8
40
B
799
14
0,008
0,015
2,8
40
B
799
15
0,008
0,015
2,8
40
B
799
16
0,006
0,015
3,1
43
B
787
*B: бейнитный феррит, P: перлит.
[0083]
<b>Таблица 6</b>
Сталь №
Стальной лист для штамповки
Количество Ti во включениях-3,4[N] (мас.%)
0,5×[общее количество Ti-3,4[N] (мас.%)
Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений (нм)
Доля феррита(% по площади)
Остальная микроструктура*
Предел прочности при растяжении (МПа)
18
0,007
0,015
3,9
0
B+M
1277
19
0,009
0,015
3,1
45
P+B
777
20
0,007
0,015
2,1
40
B+M
798
21
0,025
0,043
2,6
39
B
804
22
0,166
0,093
12,8
44
B
780
23
0,007
0,015
3,4
43
B
785
24
0,007
0,015
3,7
44
B
779
25
0,008
0,015
2,1
42
B
789
26
0,009
0,015
2,9
38
B
809
27
0,008
0,015
2,3
41
B
796
28
0,008
0,015
3,5
41
B
794
29
0,007
0,015
2,8
42
B
780
30
0,007
0,015
2,7
40
B
785
31
0,007
0,015
2,9
40
P+B
790
32
0,007
0,015
2,7
42
P+B
785
*B: бейнитный феррит, P: перлит, М: мартенсит.
[0084] Каждый из вышеуказанных стальных листов (1,6 мм (толщины t)×150 мм×200 мм)(толщину t листов, иную, нежели для обработки (1) и (2), скорректировали до 1,6 мм горячей прокаткой) нагревали при предварительно заданной температуре в нагревательной печи, с последующим подверганием обработке штамповкой и охлаждением с использованием шляпообразной пресс-формы (ФИГ. 1), для получения формованного изделия. Условия штамповки (температура нагрева, средняя скорость охлаждения и температура окончания быстрого охлаждения во время штамповки) показаны ниже в Таблице 7.
[0085]
<b>Таблица 7</b>
Сталь №.
Условия штамповки
Температура нагрева (ºC)
Средняя скорость охлаждения (ºC/сек)
Температура окончания быстрого охлаждения (ºC)
1
810
40
300
2
810
40
300
3
760
40
300
4
770
40
300
5
800
40
300
6
810
40
300
7
810
40
300
8
810
40
300
9
810
40
300
10
810
40
300
11
810
40
300
12
900
40
300
13
810
5
300
14
810
40
600
15
810
40
100
16
840
40
300
18
770
40
300
19
810
40
300
20
780
40
300
21
820
40
300
22
840
40
300
23
850
40
300
24
810
40
300
25
810
40
300
26
800
40
300
27
800
40
300
28
810
40
300
29
810
40
300
30
810
40
300
31
810
40
300
32
810
40
300
[0086] В отношении полученных штампованных изделий, измерение предела прочности при растяжении (TS), относительного удлинения (общего удлинения EL), обследование металлографической микроструктуры (доли каждой микроструктуры), и измерение степени снижения твердости после термической обработки провели следующими методами, и состояние выделившихся фаз Ti проанализировали вышеописанным методом.
[0087] (Измерение предела прочности при растяжении (TS) и относительного удлинения (общего удлинения EL)
Испытание на растяжение выполняли с использованием испытательного образца JIS № 5, и измеряли предел прочности при растяжении (TS) и относительное удлинение (EL). В это время скорость деформации в испытании на растяжение устанавливали на 10 мм/сек. В настоящем изобретении испытательный образец оценивали как «прошедший испытание», когда удовлетворялись величины предела прочности при растяжении (TS) 980 МПа или более, и относительного удлинения (EL) 16% или более, и баланс «прочность-относительное удлинение» (TS×EL) составлял 16000 (МПа⋅%) или более.
[0088] (Исследование металлографической микроструктуры (доля каждой микроструктуры))
(1) В отношении микроструктуры феррита, бейнитного феррита и перлита в стальном листе, стальной лист протравили ниталом, и после различения феррита, бейнитного феррита и перлита друг от друга (в том числе различение между ферритом и игольчатым ферритом) с помощью SEM-обследования (увеличения: 1000 раз или 2000 раз) определили долю (долю площади) каждой микроструктуры.
(2) Долю остаточного аустенита в стальном листе измерили методом рентгеновской дифракции после того, как стальной лист прошлифовали на 1/4 толщины и затем подвергли химическому полированию (например, согласно работе «ISJJ Int.», том 33, (1933), № 7, стр. 776).
(3) Что касается доли мартенсита (мартенсита закалки), то после травления стального листа реактивом LePera измерили долю площади белого контраста, который рассматривали как смешанную микроструктуру из мартенсита закалки и остаточного аустенита, и вычитали из нее долю остаточного аустенита, найденную с помощью рентгеновской дифракции, в результате чего рассчитали долю мартенсита.
[0089] (Степень снижения твердости после термической обработки)
В качестве термической истории на основе точечной сварки, измерили степень снижения твердости (ΔHV) относительно исходной твердости (твердости по Виккерсу) после нагревания до температуры 700ºС со средней скоростью нагревания 50ºС/сек в имитаторе термической обработки, и затем охлаждения со средней скоростью охлаждения 50ºС/сек. Характеристику сопротивления размягчению в HAZ оценивали как хорошую, когда степень снижения твердости (ΔHV) составляла 50 HV или менее.
[0090] Результаты обследования (состояние выделивших фаз Ti, доля каждой микроструктуры, и количество Ti во включениях-3,4[N]) металлографической микроструктуры показаны ниже в Таблицах 8 и 9. В дополнение, в Таблице 10 ниже показаны механические характеристики (предел прочности при растяжении TS, относительное удлинение EL, TS×EL, и степень снижения твердости ΔHv) формованного изделия. Здесь значение «количества Ti во включениях-3,4[N]» в формованном изделии слегка отличается от значения «количества Ti во включениях-3,4[N]» в стальном листе для штамповки, но это является погрешностью измерения.
[0091]
<b>Таблица 8</b>
Сталь №
Металлографическая микроструктура штампованного изделия
Доля феррита(% по площади)
Доля бейнитного феррита(% по площади)
Доля мартенсита (% по площади)
Доля остаточного аустенита(% по площади)
Количество Ti во включениях-3,4[N] (мас.%)
Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений (нм)
Прочие
1
54
18
20
8
0,010
3,7
-
2
64
20
8
8
0,012
4,0
-
3
46
15
39
0
0,009
3,9
-
4
50
16
30
4
0,013
3,9
-
5
54
16
23
7
0,000
3,6
-
6
46
17
29
8
0,011
2,2
-
7
47
17
29
7
0,022
8,9
-
8
53
18
21
8
0,010
3,4
Из феррита, игольчатый феррит: 48%
9
51
18
24
7
0,014
11,0
-
10
50
18
26
6
0,009
3,4
-
11
52
16
26
6
0,008
3,4
-
12
0
0
95
5
0,002
3,4
-
13
82
0
10
8
0,009
2,2
-
14
65
0
10
0
0,010
2,5
Перлит: 25%
15
50
16
27
7
0,009
2,3
-
16
46
18
27
9
0,012
3,2
-
[0092]
<b>Таблица 9</b>
Сталь №
Металлографическая микроструктура штампованного изделия
Доля феррита(% по площади)
Доля бейнитного феррита(% по площади)
Доля мартенсита (% по площади)
Доля остаточного аустенита(% по площади)
Количество Ti во включениях-3,4[N] (мас.%)
Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений (нм)
Прочие
18
8
0
80
12
0,009
2,8
-
19
62
18
12
8
0,011
2,8
-
20
46
17
30
7
0,011
3,0
-
21
47
18
28
7
0,035
2,3
-
22
51
19
22
8
0,175
15,3
-
23
45
17
31
7
0,011
2,0
-
24
54
16
23
7
0,013
3,0
-
25
51
17
25
7
0,011
2,2
-
26
48
20
25
7
0,011
3,3
-
27
46
19
28
7
0,011
2,0
-
28
54
19
20
7
0,012
2,6
-
29
54
18
20
8
0,008
3,8
-
30
52
20
20
8
0,009
4,0
-
31
50
18
24
8
0,009
4,0
-
32
53
19
20
8
0,009
3,8
-
[0093]
<b>Таблица 10</b>
Сталь №
Механические характеристики формованного изделия
Предел прочности при растяжении TS (МПа)
Относительное удлинение EL (%)
TS×EL (МПа⋅%)
Степень снижения твердости ΔHV (HV)
1
1031
17,1
17630
25
2
1065
17,7
18851
25
3
981
10,8
10595
22
4
983
19,3
18972
22
5
1003
18,7
18756
26
6
1029
18,2
18728
23
7
1070
19,0
20330
57
8
1006
22,2
22333
24
9
1003
19,4
19458
55
10
1057
17,5
18498
25
11
1050
17,6
18480
25
12
1500
10,3
15450
23
13
889
19,8
17602
25
14
811
15,2
12327
23
15
1028
18,1
18607
23
16
1015
18,9
19184
22
18
1682
6,5
10933
24
19
1044
17,9
18688
24
20
1038
18,1
18788
24
21
1077
17,7
19063
28
22
1043
18,4
19191
62
23
1076
17,6
18938
22
24
1063
17,6
18709
23
25
1070
18,1
19367
25
26
1071
17,6
18850
25
27
1006
19,1
19215
26
28
1048
17,7
18550
23
29
1028
18,9
19429
22
30
1030
19,2
19776
19
31
1050
18,3
19215
18
32
1050
18,8
19740
19
[0094] Эти результаты позволяют высказать следующее соображение. Найдено, что в случае Сталей №№ 1, 2, 4-6, 10, 11, 15, 16, 19-21, и 23-32, которые представляют собой Примеры, удовлетворяющие заданным в настоящем изобретении требованиям, получен компонент, имеющий хороший баланс «прочность-пластичность» и хорошую характеристику сопротивления размягчению.
[0095] С другой стороны, в случае Сталей №№ 3, 7-9, 12-14, 18 и 22, которые представляют собой Сравнительные Примеры, не удовлетворяющие любому из требований, заданных в настоящем изобретении, любое из свойств ухудшено. Более конкретно, в случае Стали № 3, где использован стальной лист для штамповки, который имеет малое содержание Si, доля остаточного аустенита не обеспечивается в штампованном изделии, и вследствие низкого относительного удлинения ухудшается баланс «прочность-относительное удлинение». В случае Стали № 7, где низка температура чистовой прокатки при изготовлении стального листа, укрупняются Ti-содержащие включения в стальном листе для штамповки, соотношение согласно формуле (1) не удовлетворяется как на стадии стального листа для штамповки, так и на стадии штампованного изделия, и ухудшается характеристика сопротивления размягчению.
[0096] В случае Стали № 8, где высока скорость охлаждения в диапазоне от 620ºС до 580ºС при изготовлении стального листа, ферритное превращение протекает в недостаточной степени, не обеспечивая долю феррита в стальном листе для штамповки, и предполагается, что повышается прочность, делая затруднительным формование или обработку перед штамповкой. В случае Стали № 9, где высока температура намотки в рулон при изготовлении стального листа, укрупняются Ti-содержащие включения в стальном листе для штамповки, и когда выполняют штамповку с использованием этого стального листа, ухудшается характеристика сопротивления размягчению, несмотря на надлежащие условия штамповки и хороший баланс «прочность-пластичность».
[0097] В случае Стали № 12, где высока температура нагрева во время штамповки, феррит не образуется, хотя формируется мартенсит, и снижается относительное удлинение, и ухудшается баланс «прочность-относительное удлинение» (TS×EL). В случае Стали № 13, где низка скорость охлаждения во время штамповки, повышается доля феррита на стадии штампованного изделия, и снижается прочность.
[0098] В случае Стали № 14, где высока температура окончания охлаждения во время штамповки, образуется перлит, не обеспечивается остаточный аустенит, и снижаются прочность и относительное удлинение, ухудшая баланс «прочность-относительное удлинение» (TS×EL). В случае Стали № 18, где используют стальной лист для штамповки, который имеет чрезмерно высокое содержание С, вследствие того, что не обеспечивается доля феррита в стальном листе, доля феррита в штампованном изделии не может быть обеспечена, и в результате этого получается только низкое относительное удлинение EL, и ухудшается баланс «прочность-относительное удлинение» (TS×EL). В случае Стали № 22, где применяется стальной лист для штамповки, который имеет чрезмерно высокое содержание Ti, не удовлетворяется соотношение согласно формуле (1) как на стадии стального листа для штамповки, так и на стадии штампованного изделия, и не только укрупняются Ti-содержащие включения, но и ухудшается характеристика сопротивления размягчению.
[0099] [Пример 2]
Стальные материалы (Стали №№ 33-37), имеющие показанный ниже в Таблице 11 химический компонентный состав, расплавили в вакууме для изготовления экспериментального сляба, и затем подвергли горячей прокатке, с последующими охлаждением и намоткой в рулон (толщина листа: 3,0 мм). Условия изготовления стальных листов здесь показаны ниже в Таблице 12.
[0100]
[0101]
[0102] В отношении полученных стальных листов (стальных листов для штамповки) анализ состояния Ti во включениях, обследование металлографической микроструктуры (доли каждой микроструктуры), и измерение предела прочности при растяжении выполняли таким же образом, как в Примере 1. Результаты показаны ниже в Таблице 13.
[0103]
<b>Таблица 13</b>
Сталь №.
Стальной лист для штамповки
Количество Ti во включениях-3,4[N] (мас.%)
0,5×[общее количество Ti-3,4[N] (мас.%)
Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений (нм)
Доля феррита(% по площади)
Остальная микроструктура*
Предел прочности при растяжении (МПа)
33
0,006
0,015
3,2
36
B
789
34
0,023
0,015
3,4
37
B
830
35
0,009
0,015
3,6
42
B
702
36
0,008
0,015
3,4
37
B
830
37
0,008
0,015
3,4
37
B
830
*В: бейнитный феррит.
[0104] Каждый из вышеуказанных стальных листов (3,0 мм (толщины t)×150 мм×200 мм) нагревали при предварительно заданной температуре в нагревательной печи, и затем подвергали обработке штамповкой и охлаждением с использованием шляпообразной пресс-формы (ФИГ. 1), для получения формованного изделия. В это время стальной лист помещали в инфракрасную печь, и создавали разность температур направлением инфракрасного излучения непосредственно на участок, предназначенный для создания высокой прочности (участок стального листа, соответствующий первой зоне), так, чтобы участок мог быть нагрет при высокой температуре, и размещением крышки на участке, предназначенном для создания низкой прочности (участке стального листа, соответствующем второй зоне), так, чтобы участок мог нагреваться при низкой температуре блокированием части инфракрасного излучения.
Соответственно этому, формованное изделие имеет участки, различающиеся по прочности в единственном компоненте. Условия штамповки (температура нагрева, средняя скорость охлаждения и температура окончания быстрого охлаждения каждого участка во время штамповки) показаны ниже в Таблице 14.
[0105]
<b>Таблица 14</b>
Сталь №
Участок
Условия штамповки
Температура нагрева (ºC)
Средняя скорость охлаждения (ºC/сек)
Температура окончания быстрого охлаждения (ºC)
33
Сторона низкой прочности
810
40
300
Сторона высокой прочности
920
40
300
34
Сторона низкой прочности
800
40
300
Сторона высокой прочности
920
40
300
35
Сторона низкой прочности
820
40
300
Сторона высокой прочности
920
40
300
36
Сторона низкой прочности
800
40
300
Сторона высокой прочности
920
40
300
37
Сторона низкой прочности
800
40
300
Сторона высокой прочности
850
40
300
[0106] В отношении полученных штампованных изделий, предел прочности при растяжении (TS), относительное удлинение (общее удлинение EL), обследование металлографической микроструктуры (долю каждой микроструктуры), и степень снижения твердости (ΔHv) на каждом участке определяли таким же образом, как в Примере 1.
[0107] Результаты обследования (доли каждой микроструктуры) металлографической микроструктуры и результаты анализа состояния выделившихся фаз Ti показаны ниже в Таблице 15. В дополнение, в Таблице 16 ниже показаны механические характеристики (предел прочности при растяжении TS, относительное удлинение EL, TS×EL, и степень снижения твердости ΔHv) штампованного изделия. Здесь испытательный образец оценивался как «прошедший испытание», когда предел прочности при растяжении (TS) 1470 МПа или более, и относительное удлинение (EL) 8% или более удовлетворяли стороне высокой прочности, и баланс «прочность-относительное удлинение» (TS×EL) составлял 14000 (МПа⋅%) или более (критерии оценки стороны низкой прочности являются такими же, как в Примере 1).
[0108]
<b>Таблица 15</b>
Сталь №
Участок
Металлографическая микроструктура штампованного изделия
Доля феррита(% по площади)
Доля бейнитного феррита(% по площади)
Доля мартенсита (% по площади)
Доля остаточного аустенита(% по площади)
Количество Ti во включениях-3,4[N] (мас.%)
Средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений (нм)
Прочие
33
Сторона низкой прочности
54
18
21
7
0,013
3,0
-
Сторона высокой прочности
0
0
94
6
0,010
3,3
-
34
Сторона низкой прочности
50
16
27
7
0,011
3,0
-
Сторона высокой прочности
0
0
95
5
0,009
3,0
-
35
Сторона низкой прочности
54
16
22
8
0,010
4,0
-
Сторона высокой прочности
0
0
94
6
0,010
3,2
-
36
Сторона низкой прочности
50
16
27
7
0,011
3,0
-
Сторона высокой прочности
0
0
95
5
0,010
3,4
-
37
Сторона низкой прочности
50
16
27
7
0,011
3,2
-
Сторона высокой прочности
25
0
70
5
0,010
3,3
-
[0109]
<b>Таблица 16</b>
Сталь №
Участок
Механические характеристики формованного изделия
Предел прочности при растяжении TS (МПа)
Относительное удлинение EL (%)
TS×EL (МПа⋅%)
Степень снижения твердости ΔHv (Hv)
33
Сторона низкой прочности
1078
17,6
18973
25
Сторона высокой прочности
1511
10,2
15412
37
34
Сторона низкой прочности
1192
18,1
21575
26
Сторона высокой прочности
1820
10,3
18746
38
35
Сторона низкой прочности
1043
18,4
19191
26
Сторона высокой прочности
1499
10,1
15140
38
36
Сторона низкой прочности
1035
17,2
17802
26
Сторона высокой прочности
1520
10,2
15504
44
37
Сторона низкой прочности
1052
17,2
18094
26
Сторона высокой прочности
1302
11,8
15364
41
[0110] Эти результаты позволяют сделать следующее суждение. Найдено, что в случае Сталей №№ 33-36, которые представляют собой Примеры, удовлетворяющие заданным в настоящем изобретении требованиям, получено штампованное изделие, имеющее хороший баланс «прочность-пластичность» на каждом участке. С другой стороны, в случае Стали № 37, где температура нагрева во время штамповки низка, доля мартенсита на стороне высокой прочности недостаточна, и прочность на стороне высокой прочности снижена (разница в прочности со стороной низкой прочности составляет менее 300 МПа).
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
[0111] В настоящем изобретении стальной лист имеет предварительно заданный химический компонентный состав, средний диаметр эквивалентной окружности Ti-содержащих включений, имеющих диаметр эквивалентной окружности 30 нм или менее, среди Ti-содержащих включений, содержащихся в стальном листе, составляет 6 нм или менее, количество Ti во включениях и общее количество Ti в стали удовлетворяет предварительно заданному соотношению, и доля феррита в металлографической микроструктуре составляет 30% по площади или более, благодаря чему может быть создан стальной лист для горячего штампования, который пригоден для получения штампованного изделия с хорошей характеристикой сопротивления размягчению в HAZ, и обеспечивает то, что облегчаются формование или обработка перед горячим штампованием, может быть получено штампованное изделие, способное достигать высокоуровневого баланса между высокой прочностью и относительным удлинением, когда требуются единообразные свойства в формованном изделии, и штампованное изделие может достигать высокоуровневого баланса между высокой прочностью и относительным удлинением сообразно соответствующим областям, когда в единственном формованном изделии требуются области, соответствующие ударостойкому участку и энергопоглощающему участку.
ОПИСАНИЕ КОДОВЫХ НОМЕРОВ ПОЗИЦИЙ И ОБОЗНАЧЕНИЙ
[0112] 1: Пуансон
2: Матрица
3: Прижим для заготовки
4: Стальной лист (заготовка).