СТАЛЬНОЙ ЛИСТ ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ
STEEL SHEET FOR HOT FORMING

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
[0001] Настоящее изобретение относится к стальному листу для горячей штамповки.
ПРЕДПОСЫЛКИ СОЗДАНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0002] Традиционно, с точек зрения глобальных проблем охраны окружающей среды и безопасности при столкновении, от конструктивных частей автомобиля требовалось, чтобы они были более тонкими и имели более высокую прочность. Для того, чтобы соответствовать этим требованиям, стало увеличиваться использование листов высокопрочной стали в качестве сырья для констурктивных частей автомобилей. Кроме того, в качестве способа штамповки листа высокопрочной стали был известен способ, упоминаемый как горячая штамповка. При горячей штамповке стальной лист, имеющий содержание C приблизительно от 0,20 мас.% до 0,22 мас.%, подвергается прессованию в высокотемпературной области 700°C или выше, и подвергается упрочнению в ковочном штампе или вне ковочного штампа. Горячая штамповка позволяет подавить недостатки формирования, свойственные холодной штамповке, потому что формование выполняется в высокотемпературной области, где прочность стального листа уменьшается. Кроме того, поскольку структура, содержащая мартенсит в качестве главной фазы, может быть получена путем упрочнения после формования, может быть получена высокая прочность. По этой причине горячештампованное тело, имеющее прочность при растяжении приблизительно 1500 МПа, широко использовалось во всем мире.
[0003] Однако, когда авторы настоящего изобретения провели исследование с целью получения более высокой прочности, стало ясно, что разрушение при низком напряжении иногда происходит в горячештампованном теле, имеющем прочность при растяжении 1900 МПа или больше. Когда горячештампованное тело, в котором происходит разрушение при низком напряжении, используется для конструктивных деталей автомобиля, есть вероятность того, что эти детали разрушатся даже в случае получения такого воздействия, которое они в соответствии с вычислениями на стадии проектирования должны выдерживать. Соответственно, подавление разрушения при низком напряжении является очень важным для обеспечения безопасности структурных деталей автомобиля при столкновении. До настоящего времени было известно разрушение при низком напряжении мартенситно-стареющей стали, но разрушение при низком напряжении горячештампованного тела не было известно.
СПИСОК ЦИТИРОВАННОЙ ЛИТЕРАТУРЫ
ПАТЕНТНАЯ ЛИТЕРАТУРА
[0004] Патентный документ 1: Японская выложенная патентная заявка № 2014-161854
Патентный документ 2: Японский патент № 5756773
Патентный документ 3: Японский патент № 5402191
Патентный документ 4: Японский патент № 5287770
Патентный документ 5: Японская выложенная патентная заявка № 2014-118613
НЕПАТЕНТНАЯ ЛИТЕРАТУРА
[0005] Непатентный документ 1: KAWABE Yoshikuni: Tetsu-To-Hagane, 68, (1982), 2595
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ТЕХНИЧЕСКАЯ ПРОБЛЕМА
[0006] Задачей настоящего изобретения является предложить стальной лист для горячей штамповки, подходящий для производства горячештампованного тела, имеющего высокую прочность и являющегося способным к подавлению разрушения при низком напряжении.
РЕШЕНИЕ ПРОБЛЕМЫ
[0007] Авторы настоящего изобретения провели исследование для того, чтобы выяснить причину образования разрушения при низком напряжении в горячештампованном теле, имеющем прочность при растяжении 1900 МПа или больше. В этом исследовании авторы настоящего изобретения сначала изучили соотношение между структурой и разрушением горячештампованного тела при низком напряжении. В результате это стало ясно, что чем более мелким является предшествующее аустенитное зерно и чем меньше содержится грубых карбидов, тем менее вероятным становится разрушение при низком напряжении.
[0008] Однако, обычная горячая штамповка не позволяет одновременно получить миниатюризацию предшествующего аустенитного зерна и уменьшение содержания грубых карбидов, и делает невозможным подавление разрушения при низком напряжении и улучшение свойства разрыва в достаточной степени. То есть, для миниатюризации предшествующего аустенитного зерна предпочтительными являются уменьшение температуры и времени нагрева при горячей штамповке, но это приводит к уменьшению растворения карбидов во время нагревания, и к тому, что грубые карбиды остаются. И наоборот, для уменьшения содержания грубых карбидов предпочтительными являются увеличение температуры и времени нагрева при горячей штамповке, что приводит к огрубленным предшествующим аустенитным зернам.
[0009] Таким образом, для того, чтобы миниатюризация предшествующего аустенитного зерна и уменьшение содержания грубых карбидов в горячештампованном теле были совместимы друг с другом, авторы настоящего изобретения изучили усовершенствование структуры стального листа, предназначенного для горячей штамповки. В результате стало ясно, что для того, чтобы уменьшить содержание грубых карбидов, предпочтительно уменьшить содержание феррита и перлита, в которых могут находиться грубые карбиды, путем установки бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска в качестве главной фазы, а для того, чтобы получить мелкую γ-фазу во время нагревания для горячей штамповки, карбиды, которые становятся точками зародышеобразования обратного превращения в γ-фазу, предпочтительно должны быть тонко диспергированы в стальном листе. Кроме того, также стало ясным, что предпочтительно, чтобы численная плотность карбидов была высокой, и чтобы доля выделившихся карбидов, отличающихся от карбидов в границах предшествующих аустенитных зерен, была высокой. Путем горячей штамповки стального листа, имеющего описанную выше структуру, оказалось возможным получить горячештампованное тело, обладающее превосходными свойствами разрушения. Карбиды включают в себя карбиды на основе железа, такие как цементит и ε-карбид, а также карбиды элементов сплава, такие как TiC и NbC. Карбонитриды также включаются в карбиды.
[0010] Таким образом, авторы настоящего изобретения дополнительно провели серьезные исследования. В результате авторы настоящего изобретения поняли, что стальной лист, подходящий для изготовления горячештампованного тела, обладающего превосходными свойствами разрушения, может быть получен путем выполнения отжига холоднокатаного листа при предопределенных условиях, и на основании этого разработали варианты осуществления настоящего изобретения, которые будут описаны ниже.
[0011] (1)
Стальной лист для горячей штамповки включает в себя
структуру стали, представленную
долей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска: 80% или более в сумме,
2
и произведением численной плотности (шт/мкм) карбидов и доли карбидов, выделившейся в предшествующие аустенитные зерна в карбидах: 0,50 или больше.
[0012] (2)
Стальной лист для горячей штамповки согласно пункту (1), в котором содержание C составляет не менее 0,27 мас.% и не более 0,60 мас.%.
[0013] (3)
Стальной лист для горячей штамповки согласно пунктам (1) или (2), в котором число твердости по Виккерсу составляет 500 HV или более.
[0014] (4)
Стальной лист для горячей штамповки согласно любому из пунктов (1) - (3), который имеет плакирующий слой.
ПОЛЕЗНЫЕ ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0015] В соответствии с настоящим изобретением возможно получить стальной лист для горячей штамповки, подходящий для изготовления формуемого горячей штамповкой тела, имеющего высокую прочность и являющегося способным к подавлению разрушения при низком напряжении.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ
[0016] Далее будет объяснен один вариант осуществления настоящего изобретения.
2
[0017] Сначала будет объяснена структура стали стального листа для горячей штамповки в соответствии с одним вариантом осуществления настоящего изобретения. Стальной лист для горячей штамповки в соответствии с этим вариантом осуществления имеет структуру стали, представленную долей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска: 80% или более в сумме, и произведением численной плотности (шт/мкм) карбидов и доли карбидов, выделившейся в предшествующие аустенитные зерна в карбидах: 0,50 или больше.
[0018] (Доля площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска: 80% или более в сумме)
Чем выше доля площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска, тем с большей вероятностью должен быть получен мелкий аустенит (γ) во время нагревания для горячей штамповки, и предшествующие аустенитные зерна горячештампованного тела становятся мелкими. Каждый из бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска упоминается также как структура низкотемпературного превращения. Когда доля площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска составляет в сумме меньше чем 80%, предшествующие аустенитные зерна горячештампованного тела становятся грубыми, и достаточное свойство разрушения не может быть получено. Кроме того, если доля площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска составляет 80% или больше, доля площади перлита неизбежно будет меньше чем 20%, и грубые карбиды навряд ли будут содержаться в горячештампованном теле. Соответственно, доля площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска составляет в сумме 80% или больше, предпочтительно 90% или больше, и более предпочтительно 100%. Соответственно доля площади феррита и перлита составляет в сумме меньше чем 20%, предпочтительно 10% или меньше, и более предпочтительно 0%. Механические свойства материалов зависят от объемной доли структуры или фазы, но до тех пор, пока структура стали является изотропной, объемная доля эквивалентна доле площади. В таком случае доля площади может быть измерена более просто, чем объемная доля. Следовательно, в настоящей патентной заявке используется доля площади.
2
[0019] (Произведение численной плотности (шт/мкм) карбидов и доли карбидов, выделившихся в предшествующие аустенитные зерна: 0,50 или больше)
2
Карбид становится местом зародышеобразования обратного превращения в γ, и чем выше численная плотность карбидов, тем более вероятным будет получение мелкого γ во время нагревания для горячей штамповки, и предшествующие аустенитные зерна горячештампованного тела при этом становятся мелкими. Поскольку граница предшествующего аустенитного зерна стального листа для горячей штамповки также становится местом зародышеобразования, карбид, выделившийся на границе предшествующего аустенитного зерна, не способствует увеличению места зародышеобразования, и карбид, выделившийся в предшествующее аустенитное зерно, может стать местом зародышеобразования, отличающимся от границы предшествующего аустенитного зерна. Тогда, если численная плотность карбидов равна T (шт/мкм), а доля карбидов, выделившихся в предшествующих аустенитных зернах, равна M, их произведение (T × M) при величине меньше чем 0,50 вызывает образование грубых предшествующих аустенитных зерен в горячештампованном теле и препятствует получению достаточного свойства разрушения. Соответственно, произведение (T × M) равно 0,50 или больше, предпочтительно 0,60 или больше, и более предпочтительно 0,70 или больше. Верхний предел произведения (T × M) не ограничивается, однако трудно произвести стальной лист для горячей штамповки, в котором произведение (T × M) составляло бы больше чем 10. Диаметр зерна карбида не ограничивается, но численная доля грубых карбидов, диаметры зерна которых составляют 0,5 мкм или больше, предпочтительно составляет 0,15 или меньше. Карбиды классифицируются либо на карбиды, выделившиеся в предшествующее аустенитное зерно, либо на карбиды, выделившиеся на границе предшествующего аустенитного зерна.
[0020] Обычно используемая структура стали включает в себя, например, феррит, перлит, верхний бейнит, нижний бейнит, остаточный аустенит, свежий мартенсит или мартенсит отпуска, или их произвольную комбинацию. Далее будет объяснен один пример способа измерения доли площади каждой из этих структур или фаз.
[0021] При измерении доли площади каждого из феррита, перлита, верхнего бейнита, нижнего бейнита и мартенсита отпуска образец берется из стального листа с являющимся поверхностью наблюдения поперечным сечением, параллельным к направлению прокатки и параллельным к направлению толщины. Затем поверхность наблюдения полируется и травится ниталем, и диапазон от глубины t/8 до глубины 3t/8 от поверхности стального листа, где t - толщина стального листа, наблюдается при увеличении 5000х с помощью полевого эмиссионного сканирующего электронного микроскопа (FE-SEM). Этот способ позволяет идентифицировать феррит, перлит, верхний бейнит, нижний бейнит и мартенсит отпуска. После выполнения такого наблюдения в десяти полях зрения доля площади каждого из феррита, перлита, верхнего бейнита, нижнего бейнита и мартенсита отпуска может быть получена как среднее значение для этих десяти полей зрения. Как будет описано позже, верхний бейнит, нижний бейнит и мартенсит отпуска можно отличить друг от друга по присутствию/отсутствию и направлению протяженности карбида на основе железа в кристаллическом зерне перистой формы.
[0022] Верхний бейнит представляет собой скопление перистых кристаллических зерен и содержит карбиды между перьями. Нижний бейнит представляет собой скопление перистых кристаллических зерен и содержит карбиды на основе железа, каждый из которых имеет большую ось 5 нм или больше в их внутренней части. Карбиды на основе железа, содержащиеся в нижнем бейните, имеют единственный вариант, и карбиды на основе железа, присутствующие в одном кристаллическом зерне, располагаются по существу в одном направлении. «По существу одно направление», упомянутое здесь, означает направления, имеющие угловое отклонение в пределах 5°. Мартенсит отпуска представляет собой скопление перистых кристаллических зерен и содержит карбиды на основе железа, каждый из которых имеет большую ось 5 нм или больше в их внутренней части. Однако в отличие от нижнего бейнита карбиды на основе железа, содержащиеся в мартенсите отпуска, имеют множество вариантов, и карбиды на основе железа, присутствующие в одном кристаллическом зерне, расположены во множестве направлений. Соответственно, мартенсит отпуска и нижний бейнит можно различить в зависимости от того, является ли направление, в котором расположены карбиды на основе железа, единственным или множественным.
[0023] При измерении доли площади остаточного аустенита образец берется из стального листа, часть от поверхности стального листа до глубины t/4 подвергается химической полировке, и измеряется интенсивность рентгеновской дифракции на поверхности, параллельной прокатанной поверхности стального листа и находящейся от нее на глубине t/4. Например, доля площади Sγ остаточного аустенита представляется следующей формулой.
200f
220f
311f
200b
211b
Sγ=(I+I+I)/(I+I) × 100,
200f
220f
311f
200b
211b
где I, I, I означают интенсивности дифракционных пиков (200), (220) и (311) фазы с гранецентрированной кубической решеткой (fcc) соответственно, а I и I означают интенсивности дифракционных пиков (200) и (211) фазы объемно-центрированной кубической решетки (bcc) соответственно.
[0024] Свежий мартенсит и остаточный аустенит недостаточно разъедаются при травлении ниталем, и поэтому их можно отличить от феррита, перлита, верхнего бейнита, нижнего бейнита и мартенсита отпуска. Соответственно, доля площади свежего мартенсита может быть определена путем вычитания доли площади Sγ остаточного аустенита из доли площади остатка при наблюдении с помощью FE-SEM.
[0025] Феррит представляет собой массивное кристаллическое зерно, и не содержит внутри себя субструктур, таких как перья. Перлит представляет собой структуру, в которой поочередно перемежаются феррит и цементит. Например, слоистый феррит в перлите отличается от вышеописанного массивного феррита.
[0026] Диаметр зерна карбида означает диаметр эквивалентной по площади окружности, получаемый из площади карбида, измеренной на поверхности наблюдения образца. Плотность и состав карбида могут быть измерены с использованием, например, просвечивающего электронного микроскопа (TEM) или полевого ионного микроскопа с атомным зондом (AP-FIM) с аналитической функцией в соответствии с энергодисперсионной рентгеновской спектрометрией (EDX).
[0027] Далее будет объяснен химический состав стального листа для горячей штамповки в соответствии с конкретным вариантом осуществления настоящего изобретения. Как будет описано позже, стальной лист для горячей штамповки согласно варианту осуществления настоящего изобретения производится путем горячей прокатки, отжига горячекатаного листа, холодной прокатки, отжига холоднокатаного листа и т.д. Соответственно, химический состав стального листа для горячей штамповки рассматривается с учетом не только свойств стального листа для горячей штамповки, но также и этих процессов. В следующем объяснении «%», который является единицей измерения содержания каждого из элементов, содержащихся в стальном листе для горячей штамповки, означает «мас.%», если явно не указано иное. Стальной лист для горячей штамповки в соответствии с этим вариантом осуществления имеет следующий химический состав: C: от 0,27 мас.% до 0,60 мас.%, Mn: от 0,50 мас.% до 5,00 мас.%, Si: 2,00 мас.% или меньше, P: 0,030 мас.% или меньше, S: 0,0100 мас.% или меньше, растворимый в кислоте Al (sol. Al): 0,100 мас.% или меньше, N: 0,0100 мас.% или меньше, В: от 0,0000% до 0,0050%, Cr: от 0,00 мас.% до 0,50 мас.%, Mo: от 0,00 мас.% до 0,50 мас.%, Ti: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, Nb: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, V: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, Cu: от 0,000 мас.% до 1,000 мас.%, Ni: от 0,000 мас.% до 1,000 мас.%, О: от 0,00 мас.% до 0,02 мас.%, W: от 0,0 мас.% до 0,1 мас.%, Ta: от 0,0 мас.% до 0,1 мас.%, Sn: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, Sb: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, As: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, Mg: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, Ca: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, Y: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, Zr: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, La от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, или Ce: от 0,00 мас.% до 0,05 мас.%, и остаток: железо и примеси. В качестве примесей могут выступать примеси, содержащиеся в сырой руде, металлоломе и т.п., а также примеси, образующиеся в процессе производства.
[0028] (C: от 0,27 мас.% до 0,60 мас.%)
C является недорогим и в значительной степени способствует улучшению прочности. Когда содержание C составляет менее 0,27 мас.%, достаточная прочность, например, прочность 1900 МПа или больше, навряд ли будет получена без содержания какого-либо дорогого элемента. Соответственно, содержание C предпочтительно составляет 0,27 мас.% или больше, более предпочтительно 0,35 мас.% или больше, и еще более предпочтительно 0,40 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание C составляет больше чем 0,60 мас.%, стойкость горячештампованного тела к замедленному разрушению иногда ухудшается. Кроме того, достаточная обрабатываемость не может быть получена, и предварительное формование перед горячей штамповкой также иногда становится затруднительным. Соответственно, содержание C предпочтительно составляет 0,60 мас.% или меньше, и более предпочтительно 0,55 мас.% или меньше.
[0029] (Mn: от 0,50 мас.% до 5,00 мас.%)
Mn понижает точку Ac3, улучшая прокаливаемость стального листа для горячей штамповки. Когда содержание Mn составляет менее 0,50 мас.%, достаточная прокаливаемость иногда не может быть получена. Соответственно, содержание Mn предпочтительно составляет 0,50 мас.% или больше, и более предпочтительно 1,00 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание Mn составляет больше чем 5,00 мас.%, обрабатываемость стального листа для горячей штамповки перед упрочнением иногда ухудшается, и предварительное формование перед упрочнением иногда становится затруднительным. Кроме того, становится вероятным образование структуры в виде полосы, вызываемое сегрегацией Mn, и ударная вязкость стального листа для горячей штамповки иногда ухудшается. Соответственно, содержание Mn предпочтительно составляет 5,00 мас.% или меньше.
[0030] (Si: 2,00 мас.% или меньше)
Si содержится как примесь в стали, например. Когда содержание Si составляет больше чем 2,00 мас.%, точка Ac3 становится чрезмерно высокой, и нагревание для упрочнения должно выполняться при температуре выше чем 1200°C, или конверсионная обрабатываемость стального листа для горячей штамповки и плакируемость при покрытии металлом иногда уменьшаются. Соответственно, содержание Si предпочтительно составляет 2,00 мас.% или меньше, и более предпочтительно 1,00 мас.% или меньше. Поскольку Si улучшает прокаливаемость стального листа для горячей штамповки, Si может содержаться.
[0031] (P: 0,030 мас.% или меньше)
Р содержится как примесь в стали, например. P ухудшает обрабатываемость стального листа для горячей штамповки или ухудшает ударную вязкость горячештампованного тела. По этой причине предпочтительно, чтобы содержание P было настолько низким, насколько это возможно. В частности, когда содержание P составляет больше чем 0,030 мас.%, уменьшение обрабатываемости и ударной вязкости является заметным. Соответственно, содержание P предпочтительно составляет 0,030 мас.% или меньше.
[0032] (S: 0,0100 мас.% или меньше)
S содержится как примесь в стали, например. S ухудшает формуемость стального листа для горячей штамповки или ухудшает ударную вязкость горячештампованного тела. По этой причине предпочтительно, чтобы содержание S было настолько низким, насколько это возможно. В частности, когда содержание S составляет больше чем 0,0100 мас.%, уменьшение формуемости и ударной вязкости является заметным. Соответственно, содержание S предпочтительно составляет 0,0100 мас.% или меньше, и более предпочтительно 0,0050 мас.% или меньше.
[0033] (растворимый Al: 0,100 мас.% или меньше)
Растворимый Al содержится как примесь в стали, например. Когда содержание растворимого Al составляет больше чем 0,100 мас.%, точка Ac3 становится чрезмерно высокой, и нагревание для упрочнения должно иногда выполняться при температуре выше чем 1200°C. Соответственно, содержание растворимого Al предпочтительно составляет 0,100 мас.% или меньше. Поскольку растворимый Al делает сталь более прочной за счет раскисления, растворимый Al может содержаться.
[0034] (N: 0,0100 мас.% или меньше)
N содержится как примесь в стали, например. N ухудшает формуемость стального листа для горячей штамповки. По этой причине предпочтительно, чтобы содержание N было настолько низким, насколько это возможно. В частности, когда содержание N составляет больше чем 0,0100 мас.%, уменьшение формуемости является заметным. Соответственно, содержание N предпочтительно составляет 0,0100 мас.% или меньше.
[0035] B, Cr, Mo, Ti, Nb, V, Cu и Ni являются необязательными элементами, каждый из которых может подходящим образом содержаться в стальном листе для горячей штамповки внутри предопределенных пределов.
[0036] (B: от 0,0000 мас.% до 0,0050 мас.%)
B улучшает прокаливаемость стального листа для горячей штамповки. Соответственно, B может содержаться. Для того, чтобы получить этот эффект в достаточной степени, содержание B предпочтительно составляет 0,0001 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание B составляет больше чем 0,0050 мас.%, эффект вышеописанного действия насыщается, и затраты начинают увеличиваться. Соответственно, содержание B предпочтительно составляет 0,005 мас.% или меньше.
[0037] (Cr: от 0,00 мас.% до 0,50 мас.%)
Cr улучшает прокаливаемость стального листа для горячей штамповки. Соответственно, Cr может содержаться. Для того, чтобы получить этот эффект в достаточной степени, содержание Cr предпочтительно составляет 0,18 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание Cr составляет больше чем 0,50 мас.%, обрабатываемость стального листа для горячей штамповки перед упрочнением иногда ухудшается, и предварительное формование перед упрочнением иногда становится затруднительным. Следовательно, содержание хрома предпочтительно составляет 0,50 мас.% или меньше.
[0038] (Mo: от 0,00 мас.% до 0,50 мас.%)
Mo улучшает прокаливаемость стального листа для горячей штамповки. Соответственно, Mo может содержаться. Для того, чтобы получить этот эффект в достаточной степени, содержание Mo предпочтительно составляет 0,03 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание Mo составляет больше чем 0,50 мас.%, обрабатываемость стального листа для горячей штамповки перед упрочнением иногда ухудшается, и предварительное формование перед упрочнением иногда становится затруднительным. Следовательно, содержание Mo предпочтительно составляет 0,50 мас.% или меньше.
[0039] (Ti: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, Nb: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, V: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%)
Ti, Nb и V являются упрочняющими элементами и способствуют повышению прочности стального листа для горячей штамповки путем дисперсионного твердения, упрочнения мелких зерен за счет подавления роста кристаллов феррита, а также дислокационного упрочнения за счет подавления рекристаллизации. Для того, чтобы получить этот эффект в достаточной степени, содержание любого из Ti, Nb и V предпочтительно составляет 0,01 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание Ti, Nb или V составляет больше чем 0,100 мас.%, выделение карбонитридов увеличивается, и формуемость иногда ухудшается. Соответственно, содержание любого из Ti, Nb и V предпочтительно составляет 0,100 мас.% или меньше.
[0040] (Cu: от 0,000 мас.% до 1,000 мас.%, Ni: от 0,000 мас.% до 1,000 мас.%)
Cu и Ni способствуют улучшению прочности. Для того, чтобы получить этот эффект в достаточной степени, содержание любого из Cu и Ni предпочтительно составляет 0,01 мас.% или больше. С другой стороны, когда содержание Cu или содержание Ni составляет больше чем 1,000 мас.%, способность к травлению, свариваемость, горячая обрабатываемость и т.п. иногда ухудшаются. Соответственно, содержание любого из Cu и Ni предпочтительно составляет 1,000 мас.% или меньше.
[0041] Таким образом, предпочтительно устанавливаются содержания B: от 0,0000% до 0,0050%, Cr: от 0,00 мас.% до 0,50 мас.%, Mo: от 0,00 мас.% до 0,50 мас.%, Ti: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, Nb: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, V: от 0,000 мас.% до 0,100 мас.%, Cu: от 0,000 мас.% до 1,000 мас.%, или Ni: от 0,000 мас.% до 1,000 мас.%, или их произвольная комбинация.
[0042] В стальном листе для горячей штамповки следующие элементы могут содержаться преднамеренно или неизбежно в предопределенных пределах. А именно, могут быть установлены содержания О: от 0,001 мас.% до 0,02 мас.%, W: от 0,001 мас.% до 0,1 мас.%, Ta: от 0,001 мас.% до 0,1 мас.%, Sn: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, Sb: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, As: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, Mg: от 0,0001 мас.% до 0,05 мас.%, Ca: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, Y: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, Zr: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, La от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, или Ce: от 0,001 мас.% до 0,05 мас.%, или их произвольная комбинация.
[0043] Число твердости по Виккерсу стального листа для горячей штамповки согласно этому варианту осуществления не ограничивается, но предпочтительно составляет 500 HV или больше, и более предпочтительно 550 HV или больше.
[0044] В соответствии с этим вариантом осуществления настоящего изобретения выполнение подходящей горячей штамповки позволяет получить в горячештампованном теле прочность при растяжении 1900 МПа или больше, и позволяет получить напряжение, при котором происходит разрушение, составляющее 1800 МПа или больше, даже когда происходит разрушение при низком напряжении. Следовательно, использование этого горячештампованного тела для автомобильных деталей позволяет уменьшить вес кузова, получая одновременно с этим превосходную безопасность при столкновении. Например, в том случае, когда автомобильная деталь, для которой используется стальной лист, имеющий прочность при растяжении приблизительно 500 МПа, заменяется деталью, сделанной из горячештампованного тела, имеющего прочность при растяжении приблизительно 2500 МПа, когда предполагается, что безопасность при столкновении определяется толщиной листа, и ударная безопасность пропорциональна толщине листа и прочности стального листа, прочность при растяжении становится в пять раз больше, позволяя тем уменьшить толщину листа в 5 раз. Это уменьшение толщины листа дает огромный эффект в плане уменьшения веса и снижения расхода топлива автомобиля.
[0045] Далее будет объяснен способ производства стального листа для горячей штамповки в соответствии с конкретным вариантом осуществления настоящего изобретения. В этом способе производства выполняются литье стали, имеющей вышеописанный химический состав, горячая прокатка сляба, отжиг горячекатаного стального листа, холодная прокатка отожженного горячекатаного листа, отжиг холоднокатаного листа, термическая обработка отожженного холоднокатаного листа и т.п.
[0046] В этом примере сначала сталь, имеющая вышеописанный химический состав, очищается с помощью обычных средств, и сляб получается путем непрерывной разливки. Возможно получить стальной слиток путем разливки стали, а затем получить стальной сляб, подвергая этот стальной слиток обработке на обжимном стане. С точки зрения производительности непрерывная разливка является предпочтительной.
[0047] Скорость литья непрерывной разливки предпочтительно устанавливается меньше чем 2,0 м/мин для эффективного подавления центральной сегрегации и V-образной сегрегации Mn. Кроме того, для сохранения хорошей чистоты поверхности сляба и обеспечения производительности скорость литья предпочтительно устанавливается равной 1,2 м/мин или больше.
[0048] Затем сляб или стальной сляб из слитка подвергается горячей прокатке. При горячей прокатке, с точки зрения более равномерного образования карбидов, начальная температура устанавливается не ниже чем 1000°C и не выше чем 1300°C. Финишная температура горячей прокатки устанавливается не ниже чем 850°C и не выше чем 1000°C. Когда финишная температура является более низкой, чем 850°C, давление при прокатке становится чрезмерным. Когда финишная температура является более высокой, чем 1000°C, диаметр предшествующего аустенитного зерна становится грубым. Температура сматывания полосы в рулон устанавливается не ниже чем 400°C и не выше чем 700°C. Когда температура сматывания полосы в рулон является более низкой, чем 400°C, прочность горячекатаного стального листа становится чрезмерной, и во время холодной прокатки может произойти разрыв и образоваться дефектная форма. Когда температура сматывания полосы в рулон является более высокой, чем 700°C, оксиды чрезмерно образуются на поверхности горячекатаного стального листа, и способность к травлению уменьшается.
[0049] После этого горячекатаный стальной лист, полученный с помощью горячей прокатки, подвергается удалению окалины путем травления и т.п. Горячекатаный стальной лист после удаления окалины подвергается отжигу. После отжига горячекатаный лист отожженной стали подвергается холодной прокатке. Достаточно, чтобы холодная прокатка выполнялась с помощью обычных средств. Степень обжатия при холодной прокатке предпочтительно устанавливается равной 30% или больше с точки зрения обеспечения хорошей ровности, и предпочтительно устанавливается равной 80% или меньше для избежания чрезмерной нагрузки.
[0050] Затем холоднокатаный лист стали, полученный путем холодной прокатки, подвергается отжигу холоднокатаного листа. При отжиге холоднокатаного листа выполняются нагревание до первой температуры, не ниже чем точка Ac3 и не выше чем 1100°C, выдержка в течение некоторого времени (времени нагревания), не менее 1 с и не более 1000 с, при этой первой температуре, и охлаждение до второй температуры, равной 150°C или ниже.
[0051] Когда первая температура является более низкой, чем точка Ac3, карбиды плавятся в недостаточной степени, и остаются грубые карбиды, и численная плотность карбидов после охлаждения уменьшается. Соответственно, первая температура должна быть равна точке Ac3 или выше. Когда первая температура является более высокой чем 1100°C, эффект плавления карбидов насыщается, и затраты сильно увеличиваются. Кроме того, когда первая температура является более высокой чем 1100°C, вероятно огрубление γ-зерен, и предшествующие аустенитные зерна горячештампованного тела вероятно также будут грубыми. Соответственно, первая температура предпочтительно составляет 1100°C или меньше. Скорость нагревания до первой температуры не ограничена, и устанавливается, например, в диапазоне от 1°C/с до 5000°C/с. В качестве способа нагрева предпочтительным является электрический нагрев, с помощью которого возможно получить скорость нагревания 100°C/с или больше.
[0052] Когда время нагрева составляет менее 1,0 с, карбиды плавятся в недостаточной степени, и остаются грубые карбиды, и численная плотность карбидов после охлаждения уменьшается. Соответственно, время нагревания составляет 1,0 с или больше. Когда время нагревания составляет более 1000 с, эффект плавления карбидов насыщается, и затраты сильно увеличиваются. Кроме того, когда время нагрева составляет больше чем 1000 с, вероятно огрубление γ-зерен, и предшествующие аустенитные зерна горячештампованного тела вероятно также будут грубыми. Соответственно, время нагревания предпочтительно составляет 1000 с или меньше.
[0053] Когда вторая температура, являющаяся температурой остановки охлаждения, является более высокой, чем 150°C, есть вероятность того, остаточный аустенит будет содержаться в отожженном холоднокатаном листе стали. Когда остаточный аустенит содержится в отожженном холоднокатаном листе, концентрация твердо растворенного C в остаточном аустените делает маловероятным выделение карбидов в достаточной степени во время термической обработки после отжига холоднокатаного листа. Соответственно, вторая температура составляет 150°C или меньше. Во время уменьшения температуры от первой температуры до второй температуры средняя скорость охлаждения в температурной зоне от первой температуры до 100°C (первая температурная зона) устанавливается равной 1000°C/с или больше, а средняя скорость охлаждения в температурной зоне от 100°C до 150°C устанавливается равной 50°C/с или больше. Когда средняя скорость охлаждения в температурной зоне от первой температуры до 100°C составляет меньше чем 1000°C/с, вероятно выделение карбидов на границах предшествующего аустенитного зерна после мартенситного превращения. Когда средняя скорость охлаждения в температурной зоне от 100°C до 150°C составляет меньше чем 50°C/с, вероятна концентрация твердо растворенного C в γ-фазе во время охлаждения, и остаточный аустенит скорее всего останется.
[0054] Отжиг холоднокатаного листа может быть выполнен два или более раз. Чем более часто выполняется отжиг холоднокатаного листа, тем более мелким становится предшествующее аустенитное зерно, что приводит к измельчению предшествующих аустенитных зерен горячештампованного тела.
[0055] После отжига холоднокатаного листа выполняется термическая обработка (повторное нагревание) отожженного холоднокатаного листа. При этой термической обработке выполняются нагревание до температуры (температуры нагрева) не ниже 100°C и не выше 300°C, выдержка в течение времени (времени нагрева) не менее 10 мин и не более 480 мин при этой температуре, и охлаждение до приблизительно комнатной температуры. Эта термическая обработка позволяет тонко диспергировать карбиды в предшествующих аустенитных зернах.
[0056] Когда температура нагрева составляет менее 100°C, карбиды выделяются в недостаточной степени. Соответственно, температура нагрева составляет 100°C или выше. Когда температура нагрева является более высокой, чем 300°C, карбиды огрубляются, и численная плотность карбидов уменьшается. Соответственно, температура нагрева составляет 300°C или меньше. Когда время нагрева составляет менее 10 мин, карбиды выделяются в недостаточной степени. Соответственно, время нагрева составляет 10 мин или больше. Когда время нагрева составляет более 480 мин, карбиды огрубляются, и численная плотность карбидов уменьшается. Соответственно, время нагрева составляет 480 мин или меньше.
[0057] Таким образом может быть произведен стальной лист для горячей штамповки.
[0058] Стальной лист для горячей штамповки может быть подвергнут плакированию. Когда в качестве плакирования выполняется плакирование на основе цинка, с точки зрения производительности горячее цинкование предпочтительно выполняется на непрерывной линии горячего цинкования. В вышеупомянутом случае отжиг может быть выполнен перед горячим цинкованием на непрерывной линии горячего цинкования, или горячее цинкование может быть выполнено без проведения отжига с установкой температуры выдержки на низком уровне. Легирующая обработка может быть выполнена после горячего цинкования для того, чтобы получить легированный лист оцинкованной стали горячего цинкования. Плакирование цинком может быть выполнено гальваническим способом. Примерами плакирования цинком являются горячее цинкование, легирующее горячее цинкование, гальваническое цинкование, металлизация погружением в расплав цинково-алюминиевого сплава, гальваническая металлизация цинково-никелевым сплавом и гальваническая металлизация цинково-железным сплавом. Величина адгезии для металлизации особенно не ограничивается, и достаточно, чтобы она была почти равна величине адгезии к обычному оцинкованному стальному листу. Цинкование может выполняться по меньшей мере на части поверхности стального материала, но обычно цинкование стального листа выполняется на одной поверхности стального листа или на его обеих поверхностях.
[0059] Далее будет объяснен один пример способа производства горячештампованного тела с использованием стального листа для горячей штамповки в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения. В этом примере материал заготовки формуется из стального листа для горячей штамповки в соответствии с вариантом осуществления настоящего изобретения, этот материал заготовки подвергается упрочнению, и формование материала заготовки выполняется в процессе этого упрочнения.
[0060] (Формование материала заготовки)
Стальной лист для горячей штамповки подвергается заготовительному процессу путем механической резки, лазерной резки, штамповки и т.п. для формования в материал заготовки. Число твердости по Виккерсу стального листа для горячей штамповки согласно этому варианту осуществления составляет, например, 500 HV или больше. Когда число твердости по Виккерсу является высоким, предпочтительно выполняется лазерная резка.
[0061] (Упрочнение)
При упрочнении материал заготовки нагревается до третьей температуры, не ниже точки Ac3 и не выше 1000°C, со средней скоростью нагревания 2°C/с или больше, материал заготовки выдерживается при этой третьей температуре в течение от 0,1 с до 3 мин, и материал заготовки охлаждается от третьей температуры до четвертой температуры, составляющей 400°C или ниже. Формование выполняется во время этого охлаждения, и средняя скорость охлаждения устанавливается равной 100°C/с или больше в температурной зоне от точки Ar3 до 400°C. За счет выдержки материала заготовки при третьей температуре структура стали при начале формования становится однофазной γ-структурой, и главной фазой структуры стали во время последующего охлаждения до четвертой температуры становится мартенсит.
[0062] Когда третья температура является более низкой, чем точка Ac3, и феррит содержится в структуре стали в процессе формования, феррит растет во время охлаждения, доля площади мартенсита становится низкой, и иногда становится невозможным получить достаточную прочность. Когда третья температура является более высокой, чем 1000°C, этот эффект насыщается, и γ-зерна растут чрезмерно, предшествующие аустенитные зерна горячештампованного тела становятся грубыми, и становится вероятным разрушение при низком напряжении.
[0063] Когда средняя скорость нагрева до третьей температуры составляет менее 2°C/с, γ-зерна становятся грубыми во время увеличения температуры, и в горячештампованном теле становится вероятным разрушение при низком напряжении. Способ нагрева не ограничивается, и может использоваться, например, нагрев в печи, нагрев инфракрасным излучением и электрический нагрев. Среди них электрический нагрев является самым предпочтительным. Причина этого заключается в том, что электрический нагрев может обеспечить самую высокую среднюю скорость нагрева. Чем выше средняя скорость нагрева, тем более мелкими будут γ-зерна, что позволяет получить высокую производительность.
[0064] Когда время выдержки при третьей температуре составляет менее 0,1 с, обратного превращения в γ не происходит, и иногда становится трудно получить достаточную прочность при растяжении, например, 1900 МПа или больше. С другой стороны, когда время выдержки составляет 3 мин или больше, γ-зерна становятся грубыми, и в горячештампованном теле становится вероятным разрушение при низком напряжении.
[0065] Когда четвертая температура является более высокой, чем 400°C, упрочнение является недостаточным, и мартенсит в горячештампованном теле не образуется. Во время охлаждения до четвертой температуры средняя скорость охлаждения устанавливается равной 100°C/с или больше в температурной зоне от точки Ar3 до 400°C. Когда средняя скорость охлаждения в этой температурной зоне составляет менее 100°C/с, происходят ферритное превращение, перлитное превращение или бейнитное превращение, структура стали с мартенситной главной фазой не может быть получена, и достаточная прочность иногда не может быть получена. В точке Ar3 или выше, поскольку фазового превращения, такого как ферритное превращение, не происходит, средняя скорость охлаждения не ограничивается. Например, даже в температурной зоне точки Ar3 или выше средняя скорость охлаждения может быть установлена равной 100°C/с или больше.
[0066] Верхний предел скорости охлаждения от третьей температуры до четвертой температуры не ограничивается, но общепринято, что скорость охлаждения в промышленности составляет 2000°C/с или меньше даже при том, что используется специальное устройство для охлаждения. Скорость охлаждения составляет примерно 1000°C/с или меньше при простом водяном охлаждении и 500°C/с или меньше при простом охлаждении в штампе.
[0067] В температурной зоне от третьей температуры до 700°C может выполняться воздушное охлаждение, сопутствующее транспортировке материала заготовки. Охлаждение материала заготовки от третьей температуры до четвертой температуры выполняется в штампе. Материал заготовки может охлаждаться путем отвода тепла от штампа, или материал заготовки может охлаждаться путем распыления воды на материал заготовки в штампе.
[0068] Скорость охлаждения в температурной зоне 400°C или ниже не ограничивается. Когда средняя скорость охлаждения в температурной зоне 400°C или ниже составляет менее 100°C/с, могут быть получены мартенсит отпуска или бейнит, внутри которых выделились мелкие карбиды, и может быть получено приблизительно несколько % остаточной γ-фазы. Это способствует улучшению пластичности. Для того, чтобы установить среднюю скорость охлаждения менее 100°C/с, например, прессование выполняется со штампом, нагретым до температуры от комнатной до 400°C, или когда температура становится равной 400°C после комнатной температуры, стальной лист вынимается из пресса, и скорость охлаждения преднамеренно уменьшается. Когда средняя скорость охлаждения в температурной зоне 400°C или ниже составляет 100°C/с или больше, может быть получена единственная мартенситная структура, образование карбидов в мартенсите подавляется, и может быть получена особенно высокая прочность.
[0069] Таким образом может быть произведено горячештампованное тело.
[0070] Следует отметить, что точка Ac3 (°C) и точка Ar3 (°C) могут быть вычислены с помощью следующих выражений. Здесь [X] означает содержание (в мас.%) элемента X.
Точка Ac3=910 - 203√[C] - 30[Mn] - 11[Cr]+44,7[Si]
+ 400[Al]+700[P] - 15,2[Ni] - 20[Cu]
+ 400[Ti]+104[V]+31,5[Mo]
Точка Ar3=901 - 325[C]+33[Si]
- 92([Mn]+[Ni]/2+[Cr]/2+[Cu]/2+[Mo]/2)
[0071] После выемки горячештампованного тела из штампа оно может нагреваться в течение 6 час при температуре 50°C - 650°C. Когда температура этого нагревания составляет от 50°C до 400°C, мелкие карбиды выделяются в мартенсит во время нагревания, и устойчивость к замедленному разрушению и механические свойства улучшаются. Когда температура этого нагревания составляет от 400°C до 650°C, карбиды сплава или интерметаллические соединения или оба из них выделяются во время нагревания, и прочность увеличивается за счет дисперсионного твердения частиц.
[0072] Следует отметить, что вышеописанный вариант осуществления просто иллюстрирует конкретные примеры осуществления настоящего изобретения, и техническая область охвата настоящего изобретения не должна рассматриваться как ограничиваемая этими вариантами осуществления. Таким образом, настоящее изобретение может быть осуществлено в различных формах без отступления от его технического духа или его главных особенностей.
ПРИМЕР
[0073] Далее будут объяснены примеры настоящего изобретения. Условия примеров являются примерами условий, используемыми для того, чтобы подтвердить применимость и эффекты настоящего изобретения, и настоящее изобретение не ограничивается этими примерами. Настоящее изобретение может использовать различные условия, пока цель настоящего изобретения достигается без отступления от сути настоящего изобретения.
[0074] (Первый эксперимент)
Горячекатаные стальные листы были получены путем выполнения горячей прокатки слябов, имеющих химические составы, показанные в Таблице 1. Остатком каждого из химических составов, представленных в Таблице 1, являются Fe и примеси. При горячей прокатке начальная температура устанавливалась равной 1200°C, финишная температура устанавливалась равной 900°C, и температура сматывания полосы в рулон устанавливалась равной 600°C. При охлаждении от финишной температуры до температуры сматывания полосы в рулон средняя скорость охлаждения устанавливалась равной 20°C/с. После того, горячекатаные стальные листы были подвергнуты удалению окалины путем травления, выполнялась холодная прокатка со степенью обжатия 60%, и были получены холоднокатаные стальные листы с толщиной 1,6 мм. Затем отжиг холоднокатаных листов был выполнен в оборудовании для электрического нагрева. Таблица 2 показывает условия отжига холоднокатаного листа. Первая температурная зона в Таблице 2 является температурной зоной от температуры нагрева до 100°C, а вторая температурная зона является температурной зоной от 100°C до температуры остановки охлаждения. При отжиге холоднокатаного листа средняя скорость нагревания до температуре нагрева устанавливалась равной 500°C/с. Термическая обработка (повторное нагревание) отожженных холоднокатаных листов выполнялась после отжига холоднокатаного листа. Таблица 2 показывает также условия этой термической обработки.
[0075] После этой термической обработки отожженные холоднокатаные листы были подвергнуты плакированию алюминием путем погружения в расплав, горячему цинкованию или горячему цинкованию с легирование. Когда изготавливались листы с горячим цинкованием с легированием, выполнялись легирующая обработка при 550°C после выдержки, а затем охлаждение до комнатной температуры и сматывание в рулон. Таким образом, в качестве стальных листов для горячей штамповки были подготовлены горячекатаный стальной лист, холоднокатаные стальные листы, покрытые алюминием стальные листы, листы стали горячего цинкования и листы стали, подвергнутой горячему цинкованию с легированием.
[0076] После этого эти стальные листы для горячей штамповки были подвергнуты заготовочному процессу для формования в материалы заготовки, и было выполнено упрочнение этих материалов заготовки. Упрочнение выполнялось либо при условии A, либо при условии B. При условии A выполнялись нагрев до 900°C при средней скорости нагревания 10°C/с путем атмосферного нагревания, выдержка при 900°C в течение 2 мин, воздушное охлаждение до 700°C и охлаждение в штампе от 700°C до 100°C при средней скорости охлаждения 100°C/с. При условии В выполнялись быстрый нагрев до 900°C при средней скорости нагревания 100°C/с путем электрического нагревания, выдержка при 900°C в течение 1 с, воздушное охлаждение до 700°C и охлаждение в штампе от 700°C до 100°C при средней скорости охлаждения 100°C/с. Таким образом были произведены различные горячештампованные тела. Подчеркивание в Таблицах 1-3 означает, что данные численные значения выходят за пределы диапазонов настоящего изобретения.
[0077] [Таблица 1]
МАРКА СТАЛИ
ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ (МАС.%)
C
Si
Al
Mn
P
S
N
Cr
B
Ti
Ni
Nb
Mo
ТОЧКА Ac3 (°C)
ТОЧКА Ar3 (°C)
a
0,26
1,00
0,020
2,15
0,010
0,0013
0,0033
0,10
0,0010
0,30
0,030
790
633
b
0,26
0,90
0,030
3,20
0,006
0,0016
0,0016
0,0010
0,03
0,030
0,30
779
538
c
0,27
0,32
0,029
1,63
0,022
0,0003
0,0034
788
674
d
0,30
0,52
0,040
2,33
0,028
0,0022
0,0026
0,30
0,05
0,73
794
559
e
0,36
0,63
0,062
1,59
0,006
0,0037
0,0039
0,41
0,0010
0,084
784
640
f
0,40
0,82
0,085
1,62
0,012
0,0027
0,0031
0,20
0,89
0,38
811
581
g
0,46
1,30
0,016
0,66
0,016
0,0330
0,0024
0,42
0,055
0,49
829
692
h
0,59
0,22
0,061
2,30
0,006
0,0016
0,0016
0,0021
0,04
0,055
0,38
742
487
[0078] [Таблица 2]
Тест №
МАРКА СТАЛИ
Тип стали
ОТЖИГ ХОЛОДНОКАТАНОГО ЛИСТА
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (ПОВТОРНОЕ НАГРЕВАНИЕ)
УСЛОВИЯ УПРОЧНЕНИЯ
ПРИМЕЧАНИЕ
ТОЧКА Ac3 (°C)
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА (°C)
ВРЕМЯ НАГРЕВА (с)
ТЕМПЕРАТУРА ОСТАНОВКИ ОХЛАЖДЕНИЯ (°C)
СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ПЕРВОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗОНЕ(°C/с)
СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗОНЕ(°C/с)
ТЕМПЕРАТУРА ПОВТОРНОГО НАГРЕВАНИЯ (°C)
ВРЕМЯ ПОВТОРНОГО НАГРЕВАНИЯ(мин)
1
a
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
790
903
10
-176
1931
77
111
88
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
2
b
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
779
905
10
-175
2078
137
171
30
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
3
c
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
788
900
10
-180
2301
126
290
15
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
4
d
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
794
901
10
-175
2360
108
147
64
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
5
e
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
784
901
5
-177
2032
135
116
77
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
6
f
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
811
904
1
-178
1963
55
172
63
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
7
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
10
-177
2011
101
115
65
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
8
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
<u>750 </u>
10
-179
2022
130
173
86
B
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
9
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
901
<u>0,5</u>
-176
2238
123
175
87
B
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
10
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
904
4900
-180
1050
124
136
42
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
11
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
100
-150
1080
109
153
107
B
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
12
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
100
<u>-130</u>
1080
109
153
107
B
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
13
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
905
10
-177
<u>950 </u>
114
105
80
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
14
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
903
10
-178
2371
<u>45 </u>
104
43
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
15
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
904
10
-176
2246
112
<u>95 </u>
46
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
16
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
10
-178
2242
96
<u>310 </u>
33
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
17
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
10
-175
2355
130
148
<u>9 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
18
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
10
-176
2213
109
114
<u>500 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
19
g
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
900
10
-178
1030
122
<u>ОТСУТСТВУЕТ</u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
20
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
742
901
10
-177
2001
122
149
78
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
21
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
901
150
-178
2033
122
127
76
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
22
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-177
1969
106
177
53
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
23
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
2268
100
119
52
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
24
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
<u>750 </u>
150
-180
2268
100
119
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
25
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
<u>0,5</u>
-180
2268
100
119
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
26
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
<u>-130</u>
2268
100
119
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
27
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
<u>950 </u>
100
119
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
28
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
2268
<u>45 </u>
119
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
29
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
2268
100
<u>95 </u>
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
30
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
2268
100
<u>310 </u>
52
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
31
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
2268
100
119
<u>9 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
32
g
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-180
2268
100
119
<u>500 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
33
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
904
150
-180
2059
135
103
50
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
34
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
904
150
-179
2054
138
158
95
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0079] [Таблица 3]
Тест №
МАРКА СТАЛИ
Тип стали
ОТЖИГ ХОЛОДНОКАТАНОГО ЛИСТА
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (ПОВТОРНОЕ НАГРЕВАНИЕ)
УСЛОВИЯ УПРОЧНЕНИЯ
ПРИМЕЧАНИЕ
ТОЧКА Ac3 (°C)
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА (°C)
ВРЕМЯ НАГРЕВА (с)
ТЕМПЕРАТУРА ОСТАНОВКИ ОХЛАЖДЕНИЯ (°C)
СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ПЕРВОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗОНЕ(°C/с)
СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗОНЕ(°C/с)
ТЕМПЕРАТУРА ПОВТОРНОГО НАГРЕВАНИЯ (°C)
ВРЕМЯ ПОВТОРНОГО НАГРЕВАНИЯ(мин)
35
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
1945
139
127
63
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
36
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
<u>750 </u>
150
-177
1945
139
127
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
37
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
<u>0,5</u>
-177
1945
139
127
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
38
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
<u>-130</u>
1945
139
127
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
39
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
<u>950 </u>
139
127
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
40
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
1945
<u>45 </u>
127
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
41
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
1945
139
<u>95 </u>
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
42
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
1945
139
<u>310 </u>
63
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
43
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
1945
139
127
<u>9 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
44
g
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
150
-177
1945
139
127
<u>500 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
45
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-176
2168
101
112
57
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
46
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
902
150
-176
1956
98
145
108
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
47
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
2085
129
146
84
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
48
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
<u>750 </u>
150
-175
2085
129
146
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
49
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
<u>0,5</u>
-175
2085
129
146
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
50
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
<u>-130</u>
2085
129
146
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
51
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
<u>950 </u>
129
146
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
52
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
2085
<u>45 </u>
146
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
53
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
2085
129
<u>95 </u>
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
54
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
2085
129
<u>310 </u>
84
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
55
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
2085
129
146
<u>9 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
56
g
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-175
2085
129
146
<u>500 </u>
A
ДЛЯ СРАВНИТЕЛЬНОГО ПРИМЕРА
57
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
902
10
-177
2011
101
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
58
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
901
5
-177
2032
135
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
59
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
829
904
1
-178
1963
55
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
60
h
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
150
-177
1969
106
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
61
h
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
901
5
-178
2033
122
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
62
h
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
829
903
1
-180
2268
100
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
63
h
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
904
150
-180
2059
135
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
64
h
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
904
5
-179
2054
138
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
65
h
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
903
1
-177
1945
139
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
66
h
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
150
-176
2168
101
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
67
h
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
902
5
-176
1956
98
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
68
h
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
829
901
1
-175
2085
129
115
65
A
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0080] Было выполнено наблюдение структур стали стальных листов для горячей штамповки и структур стали горячештампованных тел. Таблица 4 и Таблица 5 показывают результаты этого наблюдения. При наблюдении структуры стали каждого из горячештампованных тел диапазон толщин от 1/8 до 3/8 с центром в 1/4 толщины листа наблюдался с помощью FE-SEM. Затем диаметры предшествующих аустенитных зерен оценивались следующим образом: зерна с диаметром 20 мкм или меньше оценивались как мелкие, а зерна с диаметром больше чем 20 мкм оценивались как грубые. Наличие грубых карбидов в поле зрения оценивалось следующим образом: если доля числа карбидов, диаметры зерна которых равны 0,5 мкм или больше, составляла 0,15 или меньше, считалось, что грубые карбиды «отсутствуют», а при их доле больше чем 0,15 считалось, что грубые карбиды «присутствуют».
a
a
a
a
a+1
a
a
a
a
a+1
a
[0081] Образцы для испытания на разрыв в соответствии со стандартом JIS Z 2201 были взяты из горячештампованных тел, и максимальная прочность при растяжении была измерена с помощью испытания на разрыв в соответствии со стандартом JIS Z 2241. Испытание на разрыв было выполнено пять раз для каждого номера теста, и среднее значение из этих пяти бралось за прочность при растяжении. Таблицы 4 и 5 показывают эти результаты. Причина, по которой среднее значение берется в качестве прочности при растяжении, заключается в том, что в том случае, когда происходит разрушение при низком напряжении, даже при том, что производственные условия являются одинаковыми, может иметь место большая вариация разрушающего напряжения. Что касается некоторой истинной деформации ε и истинного напряжения δ, разрушение при низком напряжении оценивалось как произошедшее в отношении образца, в котором разрушение произошло прежде, чем была удовлетворена следующая формула 1, и как не произошедшее в отношении материала, в котором разрушение произошло после того, как была удовлетворена следующая формула 1. В формуле 1 значение Δε устанавливалось равным 0,0002, а значение Δδ устанавливалось как разность между «истинным напряжением δ, когда истинная деформация составляет «ε+0,0002»'' и «истинным напряжением δ, когда истинная деформация составляет «ε»'' (Δδ=δ - δ).
a
a
a
Δδ/Δε=δ... (формула 1)
[0082] [Таблица 4]
Тест №
МАРКА СТАЛИ
СТАЛЬНОЙ ЛИСТ ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ
ГОРЯЧЕШТАМПОВАННОЕ ТЕЛО
ПРИМЕЧАНИЕ
ДОЛЯ ПЛОЩАДИ (%)
ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ T (шт/мкм<sup>2</sup>)
ПРОПОРЦИЯ M
T×M
ТВЕРДОСТЬ ПО ВИККЕРСУ (HV)
ГРУБЫЙ КАРБИД
ПРЕДШЕСТВУЮЩЕЕ АУСТЕНИТНОЕ ЗЕРНО
ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ
ТВЕРДОСТЬ ПО ВИККЕРСУ (HV)
НИЗКОЕ НАПРЯЖЕНИЕ РАЗРУШЕНИЯ
МАРТЕНСИТ ОТПУСКА
СВЕЖИЙ МАРТЕНСИТ
БЕЙНИТ
ВСЕГО
1
a
100
0
0
100
0,7
0,8
0,56
380
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
1910
570
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
2
b
100
0
0
100
0,7
0,8
0,56
420
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
1920
580
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
3
c
100
0
0
100
0,6
0,9
0,54
560
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
1940
590
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
4
d
100
0
0
100
0,7
0,8
0,56
590
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2000
600
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
5
e
100
0
0
100
0,6
1,0
0,60
710
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2380
710
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
6
f
100
0
0
100
0,7
1,0
0,70
780
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2630
790
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
7
g
100
0
0
100
0,7
0,9
0,63
840
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2650
840
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
8
g
20
0
0
<u>20</u>
0,5
0,5
<u>0,25 </u>
580
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1250</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
9
g
70
0
0
<u>70</u>
0,5
0,4
<u>0,20 </u>
630
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1210</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
10
g
100
0
0
100
0,8
1,0
0,80
800
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2200
820
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
11
g
100
0
0
100
0,8
1,0
0,80
700
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2670
850
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
12
g
100
0
0
100
0,4
1,0
<u>0,40 </u>
650
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1670</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
13
g
100
0
0
100
0,8
0,5
<u>0,40 </u>
690
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1700</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
14
g
100
0
0
100
0,5
0,8
<u>0,40 </u>
700
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1690</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
15
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
750
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
16
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
600
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
17
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
700
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1690</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
18
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
610
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
19
g
80
20
0
100
0,3
0,9
<u>0,27 </u>
750
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1650</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
20
h
100
0
0
100
1,0
0,9
0,90
720
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2120
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
21
g
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
770
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2810
820
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
22
g
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
760
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2800
830
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
23
g
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
770
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2800
830
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
24
g
20
0
0
<u>20</u>
0,4
0,5
<u>0,20 </u>
590
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1240</u>
820
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
25
g
70
0
0
<u>70</u>
0,5
0,4
<u>0,20 </u>
630
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1210</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
26
g
100
0
0
100
0,4
1,0
<u>0,40 </u>
660
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1670</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
27
g
100
0
0
100
0,7
0,5
<u>0,35 </u>
690
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1700</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
28
g
100
0
0
100
0,5
0,8
<u>0,40 </u>
700
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1690</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
29
g
100
0
0
100
0,5
0,8
<u>0,40 </u>
750
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
30
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
610
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
31
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
700
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1690</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
32
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
610
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1670</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
33
g
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
760
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2790
830
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
34
g
100
0
0
100
0,8
1,0
0,80
760
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2810
820
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
[0083] [Таблица 5]
Тест №
МАРКА СТАЛИ
СТАЛЬНОЙ ЛИСТ ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ
ГОРЯЧЕШТАМПОВАННОЕ ТЕЛО
ПРИМЕЧАНИЕ
ДОЛЯ ПЛОЩАДИ (%)
ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ T (шт/мкм<sup>2</sup>)
ПРОПОРЦИЯ M
T×M
ТВЕРДОСТЬ ПО ВИККЕРСУ (HV)
ГРУБЫЙ КАРБИД
ПРЕДШЕСТВУЮЩЕЕ АУСТЕНИТНОЕ ЗЕРНО
ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ
ТВЕРДОСТЬ ПО ВИККЕРСУ (HV)
НИЗКОЕ НАПРЯЖЕНИЕ РАЗРУШЕНИЯ
МАРТЕНСИТ ОТПУСКА
СВЕЖИЙ МАРТЕНСИТ
БЕЙНИТ
ВСЕГО
g
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
770
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2790
830
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
36
g
20
0
0
<u>20</u>
0,5
0,5
<u>0,25 </u>
580
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1250</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
37
g
70
0
0
<u>70</u>
0,5
0,4
<u>0,20 </u>
630
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1210</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
38
g
100
0
0
100
0,4
1,0
<u>0,40 </u>
640
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1660</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
39
g
100
0
0
100
0,7
0,5
<u>0,35 </u>
690
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1700</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
40
g
100
0
0
100
0,5
0,8
<u>0,40 </u>
700
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1690</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
41
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
740
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1670</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
42
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
600
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
43
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
690
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
840
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
44
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
610
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1670</u>
850
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
45
g
100
0
0
100
0,8
0,9
0,72
770
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2800
820
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
46
g
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
770
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2810
830
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
47
g
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
760
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2810
820
ОТСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
48
g
20
0
0
<u>20</u>
0,5
0,5
<u>0,25 </u>
560
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1230</u>
810
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
49
g
70
0
0
<u>70</u>
0,5
0,4
<u>0,20 </u>
610
ПРИСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1210</u>
820
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
50
g
100
0
0
100
0,4
1,0
<u>0,40 </u>
630
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1650</u>
810
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
51
g
100
0
0
100
0,8
0,5
<u>0,40 </u>
670
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1700</u>
820
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
52
g
100
0
0
100
0,5
0,8
<u>0,40 </u>
680
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1670</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
53
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
630
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
54
g
100
0
0
100
0,5
0,8
<u>0,40 </u>
580
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1660</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
55
g
100
0
0
100
0,4
0,8
<u>0,32 </u>
680
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1690</u>
820
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
56
g
100
0
0
100
0,5
0,9
<u>0,45 </u>
590
ОТСУТСТВУЕТ
ГРУБОЕ
<u>1680</u>
830
ПРИСУТСТВУЕТ
СРАВНИТЕЛЬНЫЙ ПРИМЕР
57
h
100
0
0
100
1,0
1,0
1,00
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2060
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
58
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
740
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2080
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
59
h
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
740
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2100
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
60
h
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
740
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2060
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
61
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2070
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
62
h
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2090
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
63
h
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2070
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
64
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
740
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2070
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
65
h
100
0
0
100
0,8
0,9
0,72
740
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2100
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
66
h
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
740
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2070
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
67
h
100
0
0
100
0,8
0,9
0,72
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2080
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
68
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2090
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
[0084] Как показано в Таблице 4 и Таблице 5, в примерах настоящего изобретения, соответствующих диапазонам настоящего изобретения, (тесты № 1-7, № 10-11, № 20-23, № 33-35, № 45-47, № 57-58) в горячештампованных телах разрушение при низком напряжении не происходило, или даже если оно происходило, то напряжение, при котором происходило это разрушение, составляло 1800 МПа или больше.
[0085] В тесте № 8 температура нагрева при отжиге холоднокатаного листа была слишком низкой, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 9 время нагрева при отжиге холоднокатаного листа было слишком малым, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 12 температура остановки охлаждения при отжиге холоднокатаного листа была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 13 средняя скорость охлаждения в первой температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 14 средняя скорость охлаждения во второй температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 15 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 16 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 17 время повторного нагревания при термической обработке было слишком малым, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 18 время повторного нагревания при термической обработке было слишком большим, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 19 термическая обработка не выполнялась, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена.
[0086] В тесте № 24 температура нагрева при отжиге холоднокатаного листа была слишком низкой, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 25 время нагрева при отжиге холоднокатаного листа было слишком малым, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 26 температура остановки охлаждения при отжиге холоднокатаного листа была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 27 средняя скорость охлаждения в первой температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 28 средняя скорость охлаждения во второй температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 29 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 30 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 31 время повторного нагревания при термической обработке было слишком малым, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 32 время повторного нагревания при термической обработке было слишком большим, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена.
[0087] В тесте № 36 температура нагрева при отжиге холоднокатаного листа была слишком низкой, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 37 время нагрева при отжиге холоднокатаного листа было слишком малым, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 38 температура остановки охлаждения при отжиге холоднокатаного листа была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 39 средняя скорость охлаждения в первой температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 40 средняя скорость охлаждения во второй температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 41 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 42 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 43 время повторного нагревания при термической обработке было слишком малым, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 44 время повторного нагревания при термической обработке было слишком большим, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена.
[0088] В тесте № 48 температура нагрева при отжиге холоднокатаного листа была слишком низкой, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 49 время нагрева при отжиге холоднокатаного листа было слишком малым, так что доля общей площади бейнита, свежего мартенсита и мартенсита отпуска была малой, произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 50 температура остановки охлаждения при отжиге холоднокатаного листа была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 51 средняя скорость охлаждения в первой температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 52 средняя скорость охлаждения во второй температурной зоне была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 53 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком низкой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 54 температура повторного нагревания при термической обработке была слишком высокой, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 55 время повторного нагревания при термической обработке было слишком малым, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена. В тесте № 56 время повторного нагревания при термической обработке было слишком большим, так что произведение (T × M) было малым, происходило разрушение при низком напряжении, и достаточная прочность при растяжении не могла быть получена.
[0089] (Второй эксперимент)
Во втором эксперименте холоднокатаные листы стали были получены аналогично тестам № 57, № 60, № 63 и № 66 в первом эксперименте, и были выполнены двойной отжиг, термическая обработка (повторное нагревание) и упрочнение холоднокатаных листов стали. Таблица 6 показывает условия первого отжига холоднокатаного листа, условия второго отжига холоднокатаного листа, условия термической обработки (повторного нагревания) и условия упрочнения. Таким образом были произведены различные горячештампованные тела.
[0090] [Таблица 6]
Тест №
МАРКА СТАЛИ
Тип стали
ПЕРВЫЙ ОТЖИГ ХОЛОДНОКАТАНОГО ЛИСТА, ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (ПОВТОРНОЕ НАГРЕВАНИЕ), УПРОЧНЕНИЕ
ВТОРОЙ ОТЖИГ ХОЛОДНОКАТАНОГО ЛИСТА
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА (ПОВТОРНОЕ НАГРЕВАНИЕ)
ПРИМЕЧАНИЕ
ТОЧКА Ac3 (°C)
ТЕМПЕРАТУРА НАГРЕВА (°C)
ВРЕМЯ НАГРЕВА (с)
ТЕМПЕРАТУРА ОСТАНОВКИ ОХЛАЖДЕНИЯ (°C)
СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ В ПЕРВОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗОНЕ(°C/с)
СРЕДНЯЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ ВО ВТОРОЙ ТЕМПЕРАТУРНОЙ ЗОНЕ(°C/с)
ТЕМПЕРАТУРА ПОВТОРНОГО НАГРЕВАНИЯ (°C)
ВРЕМЯ ПОВТОРНОГО НАГРЕВАНИЯ (мин)
71
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
КАК В ТЕСТЕ № 57
829
902
10
-177
2011
101
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
72
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
КАК В ТЕСТЕ № 57
829
901
5
-177
2032
135
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
73
h
ХОЛОДНОКАТАНЫЙ ЛИСТ СТАЛИ
КАК В ТЕСТЕ № 57
829
904
1
-178
1963
55
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
74
h
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
КАК В ТЕСТЕ № 60
829
903
150
-177
1969
106
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
75
h
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
КАК В ТЕСТЕ № 60
829
901
5
-178
2033
122
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
76
h
ПОКРЫТЫЙ АЛЮМИНИЕМ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ
КАК В ТЕСТЕ № 60
829
903
1
-180
2268
100
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
77
h
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
КАК В ТЕСТЕ № 63
829
904
150
-180
2059
135
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
78
h
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
КАК В ТЕСТЕ № 63
829
904
5
-179
2054
138
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
79
h
ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
КАК В ТЕСТЕ № 63
829
903
1
-177
1945
139
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
80
h
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
КАК В ТЕСТЕ № 66
829
901
150
-176
2168
101
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
81
h
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
КАК В ТЕСТЕ № 66
829
902
5
-176
1956
98
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
82
h
ЛЕГИРОВАННЫЙ ЛИСТ ОЦИНКОВАННОЙ СТАЛИ ГОРЯЧЕГО ЦИНКОВАНИЯ
КАК В ТЕСТЕ № 66
829
901
1
-175
2085
129
115
65
ДЛЯ ПРИМЕРА НАСТОЯЩЕГО ИЗОБРЕТЕНИЯ
[0091] Затем было выполнено наблюдение структур стали стальных листов для горячей штамповки и структур стали горячештампованных тел. Таблица 7 показывает результаты этого наблюдения. Способ наблюдения структур стали был описан выше. Кроме того, испытание на разрыв было выполнено аналогично первому эксперименту. Таблица 7 также показывает эти результаты.
[0092] [Таблица 7]
Тест №
МАРКА СТАЛИ
СТАЛЬНОЙ ЛИСТ ДЛЯ ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ
ГОРЯЧЕШТАМПОВАННОЕ ТЕЛО
ПРИМЕЧАНИЕ
ДОЛЯ ПЛОЩАДИ (%)
ЧИСЛЕННАЯ ПЛОТНОСТЬ T (шт/мкм<sup>2</sup>)
ПРОПОРЦИЯ M
T×M
ТВЕРДОСТЬ ПО ВИККЕРСУ (HV)
ГРУБЫЙ КАРБИД
ПРЕДШЕСТВУЮЩЕЕ АУСТЕНИТНОЕ ЗЕРНО
ПРЕДЕЛ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ
ТВЕРДОСТЬ ПО ВИККЕРСУ (HV)
НИЗКОЕ НАПРЯЖЕНИЕ РАЗРУШЕНИЯ
МАРТЕНСИТ ОТПУСКА
СВЕЖИЙ МАРТЕНСИТ
БЕЙНИТ
ВСЕГО
71
h
100
0
0
100
1,0
1,0
1,00
720
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2120
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
72
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2150
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
73
h
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2170
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
74
h
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2140
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
75
h
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2150
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
76
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
720
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2150
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
77
h
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
720
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2170
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
78
h
100
0
0
100
0,9
0,9
0,81
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2140
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
79
h
100
0
0
100
0,8
0,8
0,64
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2170
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
80
h
100
0
0
100
0,9
1,0
0,90
730
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2140
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
81
h
100
0
0
100
0,8
0,9
0,72
720
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2150
880
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
82
h
100
0
0
100
0,9
0,8
0,72
720
ОТСУТСТВУЕТ
МЕЛКОЕ
2150
870
ПРИСУТСТВУЕТ
ПРИМЕР ПО НАСТОЯЩЕМУ ИЗОБРЕТЕНИЮ
[0093] Как показано в Таблице 7, в любом примере настоящего изобретения были получены более малый диаметр γ-зерна и более высокие механические свойства, чем в тех примерах настоящего изобретения (тесты № 57, № 60, № 63 или № 66), в каждом из которого был выполнен только однократный отжиг холоднокатаного листа.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
[0094] Настоящее изобретение может быть использовано, например, в отраслях промышленности, связанных со стальным листом для формуемого горячей штамповкой тела, подходящим для автомобильных деталей.