ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ, ИМЕЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНЫЕ РАВНОМЕРНОЕ ОТНОСИТЕЛЬНОЕ УДЛИНЕНИЕ И СПОСОБНОСТЬ К РАСШИРЕНИЮ ОТВЕРСТИЯ, И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ
HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT UNIFORM RELATIVE ELONGATION AND ABILITY FOR HOLE EXPANSION AND METHOD OF ITS PRODUCTION

Область техники, к которой относится изобретение
[0001] Изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу, имеющему превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, который главным образом используют для автомобильных деталей и тому подобных, и способу его изготовления.
Настоящая заявка основана и притязает на приоритет предшествующей Японской Патентной Заявке № 2011-095254, поданной 21 апреля 2011 года, полное содержание которой включено в настоящее описание ссылкой.
Уровень техники
[0002] Для сокращения выбросов газообразного диоксида углерода из автомобилей стимулировалось снижение веса кузовов автомобильных транспортных средств с использованием высокопрочных стальных листов. Кроме того, чтобы также обеспечить безопасность пассажиров, также в возрастающем масштабе использовался высокопрочный стальной лист для кузова автомобильных транспортных средств, в дополнение к листу из мягкой стали. Чтобы дополнительно содействовать снижению веса кузовов автомобильных транспортных средств, в дальнейшем необходимо повышать прочность высокопрочного стального листа в большей степени, чем обычно.
[0003] Для применения высокопрочного стального листа в деталях нижней части кузова, например, должна быть повышена обрабатываемость, в частности, в отношении снятия заусенцев. Однако когда прочность стального листа в целом возрастает, снижается формуемость и сокращается равномерное относительное удлинение, важное для вытяжки и выгибания.
[0004] В Непатентном Документе 1 раскрыт способ, в котором оставляют аустенит в структуре стального листа для обеспечения равномерного относительного удлинения. Кроме того, в Непатентном Документе 2 представлен способ обеспечения равномерного относительного удлинения при одинаковой прочности путем создания комплексной металлографической структуры стального листа.
[0005] При этом также раскрыто регулирование металлографической структуры, которая повышает локальную пластичность, необходимую для изгибания, расширения отверстия и снятия заусенцев. Непатентный Документ 3 сообщает, что регулирование включений, делающих структуру однородной, и дополнительное снижение разности в величинах твердости между структурами, являются эффективными для улучшения изгибаемости и способности к расширению отверстия.
[0006] Это представляет собой метод улучшения способности к расширению отверстия, делая структуру однородной путем регулирования структуры, но, чтобы сделать структуру однородной, основной операцией является термическая обработка однофазной аустенитной структуры, как представлено в Непатентном Документе 4.
[0007] Для достижения прогресса в плане прочности и пластичности, Непатентный Документ 4 сообщает, что структурное превращение контролируют регулированием охлаждения, тем самым получая надлежащие фракции феррита и бейнита. Однако все ситуации сводятся к улучшению локальной деформируемости, основанному на регулировании структуры, и желательные свойства в значительной мере обусловлены тем, как сформирована структура.
[0008] Между тем, в качестве метода улучшения материала горячекатаного стального листа представлен способ повышения степени обжатия при непрерывной горячей прокатке. Это то, что называется способом измельчения кристаллических зерен, в котором выполняют интенсивное обжатие при настолько низкой температуре, насколько возможно, в аустенитной области, и нерекристаллизованный аустенит превращается в феррит, чтобы обеспечить тонкодисперсные кристаллические зерна феррита, который представляет собой основную фазу продукта.
[0009] Непатентный Документ 5 описывает, что этим измельчением зерен целенаправленно увеличивают прочность и повышают ударную вязкость. Однако Непатентный Документ 5 не затрагивает улучшения способности к расширению отверстия, которую желательно достигнуть настоящим изобретением, и также не раскрывает средств воздействия на холоднокатаный стальной лист.
Документы предшествующего уровня техники
Непатентные Документы
[0010] Непатентный Документ 1: автор Takahashi, журнал «Nippon Steel Technical Report» (2003), № 378, стр. 7.
Непатентный Документ 2: авторы O. Matsumura и другие, журнал «Trans. ISIJ» (1987), том 27, стр. 570.
Непатентный Документ 3: авторы Kato и другие, журнал «Steelmaking Research» (1984), том 312, стр. 41.
Непатентный Документ 4: авторы K. Sugimoto и другие, (2000), том 40, стр. 920.
Непатентный Документ 5: Nakayama Steel Works, Ltd. NFG Catalog.
Сущность изобретения
Проблемы, разрешаемые изобретением
[0011] Как было описано выше, выполнение регулирования структуры, содержащей включения, является основным методом улучшения характеристик локальной пластичности высокопрочного стального листа. Однако в той мере, насколько выполняется регулирование структуры, должны контролироваться формы выделившихся фаз и фракции феррита и бейнита, и существенным условием является установление пределов металлографической структуры как основы.
[0012] Таким образом, настоящее изобретение имеет задачей улучшение равномерного относительного удлинения и обрабатываемости в отношении снятия заусенцев высокопрочного стального листа, и также улучшение в плане анизотропии в стальном листе регулированием фракций и формированием металлографической структуры как базы, и регулированием текстуры. Настоящее изобретение имеет целью создание высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, которые решают эту задачу, и способ его изготовления.
Средства разрешения проблем
[0013] Авторы настоящего изобретения обстоятельно исследовали способ решения вышеописанной задачи. В результате было найдено, что, когда условия прокатки и условия охлаждения регулируют до требуемых диапазонов для формирования предварительно заданной текстуры и структуры стального листа, тем самым может быть изготовлен высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходную изотропную обрабатываемость.
[0014] Настоящее изобретение выполнено на основе вышеописанного знания, и его сущность состоит в следующем.
[0015]
[1] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, содержит, в % по массе:
С: от 0,01 до 0,4%;
Si: от 0,001 до 2,5%;
Mn: от 0,001 до 4,0%;
Р: от 0,001 до 0,15%;
S: от 0,0005 до 0,03%;
Al: от 0,001 до 2,0%;
N: от 0,0005 до 0,01%; и
О: от 0,0005 до 0,01%; причем содержание Si+Al ограничено до менее 1,0%, и
остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями, причем в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, представленной соответствующими кристаллографическими ориентациями {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>, составляет 5,0 или менее, и полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет 4,0 или менее,
металлографическая структура содержит от 5 до 80% феррита, от 5 до 80% бейнита, и 1% или менее мартенсита, в единицах доли площади, и общее содержание мартенсита, перлита и остаточного аустенита составляет 5% или менее, и
значение «r» (rC) в направлении, перпендикулярном направлению прокатки, составляет 0,70 или более, и значение «r» (r30) в направлении под углом 30° к направлению прокатки, составляет 1,10 или менее.
[2] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [1], в котором
значение «r» (rL) в направлении прокатки составляет 0,70 или более, и значение «r» (r60) в направлении под углом 60° к направлению прокатки составляет 1,10 или менее.
[3] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [1], в котором
в металлографической структуре среднеобъемный диаметр кристаллических зерен составляет 7 мкм или менее, и среднее значение, в кристаллических зернах, отношения длины dL в направлении прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt составляет 3,0 или менее.
[4] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [1], дополнительно содержит:
элемент одного типа или двух, или более типов из
в % по массе,
Ti: от 0,001 до 0,2%,
Nb: от 0,001 до 0,2%,
В: от 0,0001 до 0,005%,
Mg: от 0,0001 до 0,01%,
Rem (редкоземельные металлы): от 0,0001 до 0,1%,
Са: от 0,0001 до 0,01%,
Mo: от 0,001 до 1,0%,
Cr: от 0,001 до 2,0%,
V: от 0,001 до 1,0%,
Ni: от 0,001 до 2,0%,
Cu: от 0,001 до 2,0%,
Zr: от 0,0001 до 0,2%,
W: от 0,001 до 1,0%,
As: от 0,0001 до 0,5%,
Со: от 0,0001 до 1,0%,
Sn: от 0,0001 до 0,2%,
Pb: от 0,001 до 0,1%,
Y: от 0,001 до 0,10%, и
Hf: от 0,001 до 0,10%.
[5] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [1], в котором поверхность снабжена слоем гальванического покрытия, полученным погружением.
[6] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [1], в котором
после горячей гальванизации погружением выполняют обработку для легирования при температуре от 450 до 600°С.
[7] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, который включает стадии, в которых:
на стальной заготовке, содержащей:
в % по массе,
С: от 0,01 до 0,4%;
Si: от 0,001 до 2,5%;
Mn: от 0,001 до 4,0%;
Р: от 0,001 до 0,15%;
S: от 0,0005 до 0,03%;
Al: от 0,001 до 2,0%;
N: от 0,0005 до 0,01%; и
О: от 0,0005 до 0,01%; причем содержание Si+Al ограничено до менее 1,0%, и
остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями,
выполняют первую горячую прокатку, в которой проводят прокатку со степенью обжатия 40% или более один раз или более в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С;
регулируют диаметр аустенитного зерна на величину 200 мкм или менее первой горячей прокаткой;
выполняют вторую горячую прокатку, в которой проводят прокатку со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз в температурном диапазоне не ниже чем температура Т1+30°С и не выше чем Т1+200°С, согласно нижеприведенному Выражению (1);
регулируют общую степень обжатия при второй горячей прокатке на 50% или более;
выполняют конечное обжатие при степени обжатия 30% или более во второй горячей прокатке, и затем начинают первичное охлаждение перед холодной прокаткой таким образом, чтобы время выдержки t секунд удовлетворяло нижеприведенному Выражению (2);
регулируют среднюю скорость охлаждения в первичном охлаждении на 50°С/секунду или более, и выполняют первичное охлаждение таким образом, чтобы изменение температуры происходило в диапазоне не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С;
выполняют холодную прокатку со степенью обжатия не менее 30% и не более 70%;
выполняют нагрев до температуры в диапазоне от 700 до 900°С, и проводят выдерживание в течение времени не короче 1 секунды и не дольше 1000 секунд;
выполняют первичное охлаждение после холодной прокатки до температуры в диапазоне от 580 до 750°С со средней скоростью охлаждения 12°С/секунду или менее;
выполняют вторичное охлаждение после холодной прокатки до температуры в диапазоне от 350 до 500°С со средней скоростью охлаждения от 4 до 300°С/секунду; и
выполняют термическую обработку в режиме перестаривания, в которой проводят выдерживание в течение времени не короче t2 секунд, удовлетворяющее нижеприведенному Выражению (4), и не дольше 400 секунд, в температурном диапазоне не ниже 350°С и не выше 500°С.
T1(°С)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V …(1)
Здесь, каждый из С, N, Mn, Nb, Ti, В, Cr, Mo, и V представляет содержание элемента (% по массе),
t≤2,5×t1 … (2)
Здесь, t1 получается согласно нижеприведенному Выражению (3):
2
t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1 … (3)
Здесь, в вышеуказанном Выражении (3), Tf представляет температуру стальной заготовки, полученной после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и Р1 представляет степень обжатия при конечном обжатии на уровне 30% или более:
2
log(t2)=0,0002(Т2-425)+1,18 … (4)
Здесь, Т2 представляет температуру обработки в режиме перестаривания, и максимальное значение t2 регулируют на 400.
[8] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], дополнительно включающий стадию, в которой:
после выполнения первичного охлаждения перед холодной прокаткой выполняют вторичное охлаждение перед холодной прокаткой до температуры прекращения охлаждения 600°С или ниже, со средней скоростью охлаждения от 10 до 300°С/секунду, перед проведением холодной прокатки, и выполняют намотку в рулон при температуре 600°С или ниже для получения горячекатаного стального листа.
[9] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], в котором
общая степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1+30°С составляет 30% или менее.
[10] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], в котором
время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2а):
t<t1 … (2а)
[11] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], в котором
время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2b):
t1≤t≤t1×2,5 … (2b)
[12] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], в котором
первичное охлаждение после горячей прокатки начинают между клетями прокатного стана.
[13] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], в котором,
когда выполняют нагрев до температуры в диапазоне от 700 до 900°С после холодной прокатки, среднюю скорость нагрева от температуры не ниже, чем комнатная температура, и не выше 650°С, регулируют на значение HR1 (°С/секунду), согласно нижеприведенному Выражению (5), и
среднюю скорость нагрева от температуры выше 650°С до температуры от 700 до 900°С регулируют на значение HR2 (°С/секунду), согласно нижеприведенному Выражению (6):
HR1≥0,3 … (5)
HR2≤0,5×HR1 … (6)
[14] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [7], дополнительно включающий стадию, в которой:
выполняют на поверхности горячее нанесение гальванического покрытия погружением.
[15] Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно пункту [14], дополнительно включающий стадию, в которой:
после проведения горячего нанесения покрытия погружением выполняют обработку для легирования при температуре от 450 до 600°С.
Эффект изобретения
[0016] Согласно настоящему изобретению, возможно создание высокопрочного холоднокатаного стального листа, который не имеет значительной анизотропии, даже когда добавлены Nb, Ti и/или тому подобные, и имеет превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия.
Краткое описание чертежей
[0017]
[ФИГ. 1] ФИГ. 1 представляет пояснительный вид технологической линии непрерывной горячей прокатки.
Вариант осуществления изобретения
[0018] Далее настоящее изобретение будет описано подробно.
[0019] Прежде всего, будет разъяснен высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, согласно настоящему изобретению, (который далее иногда будет называться «стальным листом согласно настоящему изобретению»).
[0020] Ориентация кристаллов
В стальном листе согласно настоящему изобретению особенно важную характеристическую величину представляет среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа. В той мере, насколько среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> составляет 5,0 или менее, когда измерение рентгеновской дифракции выполняют в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, для получения полюсных плотностей соответствующих ориентаций, может быть удовлетворено отношение «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5», которое требуется для необходимой в недавние годы обработки каркасных деталей.
[0021] Когда вышеописанное среднее значение превышает 5,0, становится исключительно высокой анизотропия механических характеристик стального листа, и дополнительно улучшается локальная деформируемость только по определенным направлениям, но по отличному от них направлению материал значительно ухудшается, приводя к тому, что становится невозможным удовлетворение отношения «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5».
[0022] Среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> желательно составляет 4,0 или менее. Когда требуется еще более улучшенная способность к расширению отверстия и менее ограниченная изгибаемость, вышеописанное среднее значение желательно составляет 3,0 или менее.
[0023] С другой стороны, когда вышеописанное среднее значение становится меньшим чем 0,5, что является труднодостижимым в современном общем процессе непрерывной горячей прокатки, возникает проблема ухудшения локальной деформируемости, так что вышеописанное среднее значение предпочтительно составляет 0,5 или более.
[0024] В группу ориентаций от {100}<011> до {223}<110> входят ориентации {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>.
[0025] Полюсная плотность синонимична отношению произвольных интенсивностей рентгеновского излучения. Полюсная плотность (отношение произвольных интенсивностей рентгеновского излучения) представляет собой численное значение, полученное измерением интенсивностей рентгеновского излучения на стандартном образце, не имеющем скопления с конкретной ориентацией, и испытательного образца, в одних и тех же условиях с помощью рентгеновской дифрактометрии или тому подобного, и делением полученной интенсивности рентгеновского излучения от испытательного образца на интенсивность рентгеновского излучения стандартного образца. Эту полюсную плотность измеряют с использованием устройства для рентгеновской дифракции, EBSD (дифракции обратно рассеянных электронов), или тому подобного. Кроме того, она может быть измерена с помощью метода EBSP (анализ дифракционной картины обратного рассеяния электронов) или метода ECP (анализ картины каналирования электронов). Она может быть получена из трехмерной текстуры, рассчитанной векторным методом на основе полюсной фигуры {110}, или также может быть получена из трехмерной текстуры, рассчитанной методом разложения в ряд с использованием многочисленных (предпочтительно трех или более) полюсных фигур из серии полюсных фигур {110}, {100}, {211} и {310}.
[0026] Например, для полюсной плотности каждой из вышеописанных кристаллографических ориентаций, может быть использована как таковая каждая интенсивность из (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] и (223)[1-10] при ϕ2=45° сечения трехмерной текстуры (ODF, функция распределения ориентаций).
[0027] Среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> представляет собой среднее арифметическое из полюсных плотностей этих ориентаций. Когда невозможно получить все интенсивности этих ориентаций, в качестве подстановки также может быть использовано среднее арифметическое полюсных плотностей соответственных ориентаций из {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>.
[0028] Кроме того, по подобным соображениям, полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> плоскости листа в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, должна составлять 4,0 или менее. В той мере, насколько она составляет 4,0 или менее, может быть удовлетворено отношение «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5», которое требуется для необходимой в недавние годы обработки каркасных деталей. Желательно, чтобы она составляла 3,0 или менее.
[0029] Когда полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет больше чем 4,0, становится исключительно высокой анизотропия механических характеристик стального листа, и дополнительно улучшается локальная деформируемость только по определенным направлениям, но по отличному от них направлению материал значительно ухудшается, приводя к тому, что становится невозможным надежное удовлетворение отношения «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5». С другой стороны, когда полюсная плотность становится меньшей 0,5, что является труднодостижимым в современном общем процессе непрерывной горячей прокатки, возникает проблема ухудшения локальной деформируемости, так что полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> предпочтительно составляет 0,5 или более.
[0030] Причина того, что полюсные плотности вышеописанных кристаллографических ориентаций являются важными для характеристики фиксации формы во время гибочной обработки, не обязательно является очевидной, но, будучи выведенной логическим путем, относится к характеристикам скольжения кристалла во время изгибной деформации.
[0031] Образец, подвергаемый измерению рентгеновской дифракции, изготавливают таким образом, что толщину стального листа сокращают до предварительно заданной толщины листа механическим шлифованием или тому подобным способом, и затем устраняют напряжения химической полировкой, электролитической полировкой, или тому подобной, и плоскостью измерения становится подходящая плоскость в области от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа. Разумеется, полюсная плотность удовлетворяет вышеописанному ограниченному диапазону полюсных плотностей не только в центральной области толщины листа, находящейся от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, но также во многих положениях по толщине листа, насколько возможно, и тем самым дополнительно улучшаются равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия. Однако измерение проводят в диапазоне от 5/8 до 3/8 от поверхности стального листа, чтобы тем самым сделать возможным представление характеристики материала по всему стальному листу в целом. Таким образом, в качестве диапазона измерения предписывается область от 5/8 до 3/8 толщины листа.
[0032] Между прочим, кристаллографическая ориентация, представленная как {hkl}<uvw>, означает, что направление, перпендикулярное плоскости стального листа, является параллельным <hkl>, и направление прокатки параллельно <uvw>. В отношении кристаллографической ориентации, как правило, ориентация, перпендикулярная плоскости листа, представлена [hkl] или {hkl}, и ориентация, параллельная направлению прокатки, представлена (uvw) или <uvw>. Обозначения {hkl} и <uvw> представляют собой родовые термины для эквивалентных плоскостей, и каждое из обозначений [hkl] и (uvw) соответствует индивидуальной кристаллографической плоскости. То есть в настоящем изобретении целевой является объемно-центрированная кубическая структура, и таким образом, например, плоскости (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) и (-1-1-1) являются эквивалентными до такой степени, что их невозможно различить. В таком случае эти ориентации совокупно обозначают как {111}. В ODF-представлении (функции распределения ориентаций) [hkl](uvw) также используется для выражения ориентаций других низкосимметричных кристаллических структур, и тем самым является общим выражением для каждой ориентации как [hkl](uvw), но в настоящем изобретении [hkl](uvw) и {hkl}<uvw> синонимичны друг другу. Измерение кристаллографической ориентации с помощью рентгеновского излучения выполняют согласно методу, описанному, например, автором Cullity в книге «Elements of X-Ray Diffraction» («Основы рентгеновской дифракции»), новое издание (опубликовано в 1986 году, перевод MATSUMURA, Gentaro, опубликовано фирмой AGNE Inc.), на страницах 274-296.
[0033] Значение «r»
Для стального листа согласно настоящему изобретению является важным значение «r» (rC) в направлении, перпендикулярном направлению прокатки. В результате обстоятельного исследования авторы настоящего изобретения обнаружили, что хорошая способность к расширению отверстия и изгибаемость не могут быть всегда получены, даже когда полюсные плотности разнообразных кристаллографических ориентаций находятся в надлежащих диапазонах. Для получения хороших способности к расширению отверстия и изгибаемости должны удовлетворяться диапазоны вышеописанных полюсных плотностей, и в то же время значение rC должно составлять 0,70 или более. Верхний предел значения rC не является конкретно определенным, но если оно составляет 1,10 или менее, может быть получена улучшенная способность к расширению отверстия.
[0034] Для стального листа согласно настоящему изобретению является важным значение «r» (r30) в направлении под углом 30º к направлению прокатки. В результате обстоятельного исследования авторы настоящего изобретения нашли, что хорошая способность к расширению отверстия и изгибаемость не могут быть всегда получены, даже когда полюсные плотности разнообразных кристаллографических ориентаций находятся в надлежащих диапазонах. Для получения хороших способности к расширению отверстия и изгибаемости должны удовлетворяться диапазоны вышеописанных полюсных плотностей, и в то же время значение r30 должно составлять 1,10 или менее. Нижний предел значения r30 не является конкретно определенным, но если оно составляет 0,70 или более, может быть получена улучшенная способность к расширению отверстия.
[0035] В результате обстоятельного исследования авторы настоящего изобретения нашли, что, если в дополнение к полюсным плотностям разнообразных кристаллографических ориентаций, значениям rC и r30, значение «r» (rL) в направлении прокатки и значение «r» (r60) в направлении под углом 60° к направлению прокатки составляют rL≥0,70 и r60≤1,10, соответственно, может быть получена лучшая способность к расширению отверстия.
[0036] Верхние пределы значений rL и r60 не являются конкретно определенными, но если значение rL составляет 1,00 или менее, и значение r60 составляет 0,90 или более, может быть получена улучшенная способность к расширению отверстия.
[0037] Вышеописанные значения «r» могут быть получены с помощью испытания на растяжение с использованием испытательного образца № 5 согласно Японскому промышленному стандарту JIS. Создаваемая деформация растяжения обычно составляет от 5 до 15% в случае высокопрочного стального листа, и значения «r» могут быть оценены в диапазоне равномерного относительного удлинения. Между прочим, направление, в котором выполняется гибочная обработка, варьирует в зависимости от обрабатываемых деталей, и тем самым не является конкретно определенным, и в случае стального листа согласно настоящему изобретению подобная изгибаемость может быть получена, даже когда стальной лист согласно настоящему изобретению изгибают по любому из направлений.
[0038] В общем и целом, текстура и значения «r» коррелируют между собой, но в стальном листе согласно настоящему изобретению ограничение полюсных плотностей кристаллографических ориентаций и ограничение значений «r» не являются синонимичными друг другу, и пока оба ограничения не удовлетворяются одновременно, хорошая способность к расширению отверстия не может быть получена.
[0039] Металлографическая структура
Далее будут разъяснены обоснования ограничений, относящихся к металлографической структуре стального листа согласно настоящему изобретению.
[0040] Структура стального листа согласно настоящему изобретению содержит от 5 до 80% феррита, в единицах доли площади. Благодаря присутствию феррита, имеющего превосходную деформируемость, улучшается равномерное относительное удлинение, но когда доля площади составляет менее 5%, хорошее равномерное относительное удлинение не может быть получено, так что нижний предел устанавливают на 5%. С другой стороны, когда феррит присутствует в количестве более 80%, в единицах доли площади, резко ухудшается способность к расширению отверстия, так что верхний предел устанавливают на 80%.
[0041] Кроме того, стальной лист согласно настоящему изобретению содержит от 5 до 80% бейнита, в единицах доли площади. Когда доля площади составляет менее 5%, значительно снижается прочность, так что нижний предел регулируют на 5%. С другой стороны, когда бейнит присутствует в количестве более 80%, значительно ухудшается способность к расширению отверстия, так что верхний предел устанавливают на 80%.
[0042] В стальном листе согласно настоящему изобретению, в качестве балансового количества, допускается присутствие мартенсита, перлита и остаточного аустенита с общей долей площади 5% или менее.
[0043] Граница раздела между мартенситом и ферритом или бейнитом становится точкой начала растрескивания, тем самым ухудшая способность к расширению отверстия, так что содержание мартенсита регулируют на 1% или менее.
[0044] Остаточный аустенит создает напряжения при превращении в мартенсит. Граница раздела между мартенситом и ферритом или бейнитом становится точкой начала растрескивания, тем самым ухудшая способность к расширению отверстия. Кроме того, когда присутствует большое количество перлита, иногда это ухудшает прочность и обрабатываемость. Поэтому общую долю площади мартенсита, перлита и остаточного аустенита регулируют на 5% или менее.
[0045] Среднеобъемный диаметр кристаллических зерен
В стальном листе согласно настоящему изобретению необходимо регулировать среднеобъемный диаметр кристаллических зерен в зеренном блоке на 7 мкм или менее. Когда присутствуют кристаллические зерна, имеющие среднеобъемный диаметр свыше 7 мкм, равномерное относительное удлинение является низким, и, кроме того, способность к расширению отверстия также является низкой, так что среднеобъемный диаметр кристаллических зерен регулируют на 7 мкм или менее.
[0046] Здесь, как правило, определение кристаллических зерен является исключительно нечетким, и количественная оценка их затруднительна. В отличие от этого, авторы настоящего изобретения нашли, что можно разрешить проблему количественной оценки кристаллических зерен, если определить «зеренный блок» следующим образом.
[0047] «Зеренный блок» кристаллических зерен, определяемый в настоящем изобретении, находят следующим образом в анализе ориентаций стального листа с помощью метода EBSP (анализа дифракционной картины обратного рассеяния электронов). То есть в анализе ориентаций стального листа методом EBSP, например, ориентации измеряют при 1500-кратных увеличениях с шагом измерения 0,5 мкм или менее, и положение, в котором разориентация между соседними точками измерения превышает 15°, приписывают границе между кристаллическими зернами. Затем область, окруженную этой границей, определяют как «зеренный блок» кристаллических зерен.
3
[0048] В отношении кристаллических зерен в зеренном блоке, определенном таким образом, получают диаметр d эквивалентной окружности, и объем кристаллических зерен каждого зеренного блока получается равным 4/3πd. Затем рассчитывают средневзвешенный объем и получают среднеобъемный диаметр (Среднеобъемный Диаметр).
[0049] Когда присутствуют более крупные кристаллические зерна, даже если их число невелико, становится значительным ухудшение локальной пластичности. Поэтому размер кристаллических зерен не представляет собой среднее значение ординарного размера, и среднеобъемный диаметр, определяемый как средневзвешенный объем, строго коррелирует с локальной пластичностью. Для получения этого эффекта среднеобъемный диаметр кристаллических зерен должен составлять 7 мкм или менее. Желательно, чтобы он был 5 мкм или менее, для обеспечения способности к расширению отверстия на более высоком уровне. Кстати, метод измерения кристаллических зерен настраивают, как было описано ранее.
[0050] Характеристика равноосности кристаллических зерен
Кроме того, в результате обстоятельного исследования, авторы настоящего изобретения нашли, что, когда для кристаллических зерен в зеренном блоке отношение длины dL по направлению прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt составляет 3,0 или менее, значительно улучшается способность к расширению отверстия. Физический смысл этого неочевиден, но в принципе возможно, что форма кристаллических зерен в зеренном блоке подобна скорее сфере, нежели эллипсоиду, и тем самым снижается концентрация напряжений на границах зерен, и поэтому улучшается способность к расширению отверстия.
[0051] Кроме того, в результате обстоятельного исследования, авторы настоящего изобретения нашли, что, когда среднее значение отношения длины dL по направлению прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt составляет 3,0 или менее, может быть получена хорошая способность к расширению отверстия. Когда среднее значение отношения длины dL по направлению прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt составляет свыше 3,0, способность к расширению отверстия ухудшается.
[0052] Химический состав
Далее будут разъяснены обоснования для ограничения химического состава стального листа согласно настоящему изобретению. Между прочим, «%» применительно к химическому составу означает «% по массе».
[0053] С: от 0,01 до 0,4%
Углерод (С) представляет собой элемент, эффективный для повышения механической прочности, так что его добавляют в количестве 0,01% или более. Его содержание предпочтительно составляет 0,03% или более, и более предпочтительно 0,05% или более. С другой стороны, когда содержание превышает 0,4%, ухудшается обрабатываемость и свариваемость, так что верхний предел устанавливают на 0,4%. Предпочтительно он составляет 0,3% или менее, и более предпочтительно 0,25% или менее.
[0054] Si: от 0,001 до 2,5%
Кремний (Si) представляет собой элемент, эффективный в улучшении механической прочности. Однако когда содержание Si становится более 2,5%, ухудшается обрабатываемость, и, кроме того, происходит образование поверхностных дефектов, так что верхний предел регулируют на 2,5%. С другой стороны, снижение содержания ниже 0,001% в реальной стали является затруднительным, так что нижний предел регулируют на 0,001%.
[0055] Mn: от 0,001 до 4,0%
Марганец (Mn) также представляет собой элемент, эффективный для повышения механической прочности, но когда содержание Mn становится свыше 4,0%, ухудшается обрабатываемость, так что верхний предел регулируют на 4,0%. Предпочтительно он составляет 3,0% или менее. С другой стороны, снижение содержания ниже 0,001% в реальной стали является затруднительным, так что нижний предел регулируют на 0,001%. Когда такие элементы, как Ti, который подавляет возникновение горячего растрескивания, обусловленного серой (S), добавлены в недостаточном количестве, кроме Mn, то желательно добавление Mn в количестве, удовлетворяющем отношению «Mn/S≥20 в % по массе».
[0056] Р: от 0,001 до 0,15%
Верхний предел содержания фосфора (Р) устанавливают на 0,15%, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей прокатки или холодной прокатки. Его содержание предпочтительно составляет 0,04% или менее. Нижний предел устанавливают на 0,001%, что применимо в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования).
[0057] S: от 0,0005 до 0,03%
Верхний предел содержания серы (S) регулируют на 0,03%, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей прокатки или холодной прокатки. Ее содержание предпочтительно составляет 0,01% или менее. Нижний предел устанавливают на 0,0005%, что применимо в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования).
[0058] Al: от 0,001 до 2,0%
3
Для раскисления добавляют 0,001% или более алюминия (Al). Кроме того, Al значительно повышает точку превращения γ- в α-фазу, так что он является эффективным элементом, когда горячую прокатку проводят, в частности, при температуре точки Ar или ниже, но когда его слишком много, ухудшается свариваемость, так что верхний предел устанавливают на 2,0%.
[0059] N и О: от 0,0005 до 0,01%
Азот (N) и кислород (О) представляют собой загрязняющие примеси, и содержание обоих элементов регулируют на 0,01% или менее, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости. Нижние пределы содержания каждого из них регулируют на 0,0005%, что применимо в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования).
[0060] Si+Al: менее 1,0%
Когда Si и Al содержатся в стальном листе согласно настоящему изобретению в чрезмерном количестве, подавляется выделение цементита отдельной фазой во время обработки в режиме перестаривания, и фракция остаточного аустенита становится слишком большой, так что общее количество добавляемых Si и Al регулируют на величину менее 1%.
[0061] В стальном листе согласно настоящему изобретению могут содержаться элементы одного типа, или двух или более типов из Ti, Nb, В, Mg, Rem, Са, Mo, Cr, V, W, Zr, Cu, Ni, As, Co, Sn, Pb, Y и Hf, будучи элементами, которые использовались до сих пор, чтобы улучшать способность к расширению отверстия регулированием включений для создания тонкодисперсных выделившихся фаз.
[0062] Титан (Ti), ниобий (Nb) и бор (В) представляют собой элементы для улучшения материала с помощью механизмов связывания углерода и азота, дисперсионного упрочнения, регулирования структуры, упрочнения мелкозернистой структурой, и тому подобными, так что при необходимости добавляют от 0,001% или более Ti, добавляют 0,001% или более Nb, и добавляют 0,0001% или более В. Содержание Ti предпочтительно составляет 0,01% или более, и Nb предпочтительно составляет 0,005% или более.
[0063] Однако даже когда они добавлены в избыточном количестве, значительный эффект не достигается, и вместо этого ухудшается обрабатываемость и технологичность, так что верхний предел содержания Ti регулируют на 0,2%, верхний предел содержания Nb устанавливают на 0,2%, и верхний предел содержания В регулируют на 0,005%. Содержание бора (В) предпочтительно составляет 0,003% или менее.
[0064] Магний (Mg), редкоземельные элементы (Rem) и кальций (Са) представляют собой элементы для обезвреживания включений, так что нижний предел содержания каждого из них регулируют на 0,0001%. Mg предпочтительно содержится в количестве 0,0005% или более, Rem предпочтительно в количестве 0,001% или более, и Са предпочтительно в количестве 0,0005% или более. С другой стороны, когда они добавлены в чрезмерном количестве, ухудшается чистота стали, так что верхний предел содержания Mg регулируют на 0,01%, верхний предел содержания Rem устанавливают на 0,1%, и верхний предел содержания Са регулируют на 0,01%. Содержание Са предпочтительно составляет 0,01% или менее.
[0065] Молибден (Mo), хром (Cr), никель (Ni), вольфрам (W), цирконий (Zr) и мышьяк (As) представляют собой элементы, эффективные для повышения механической прочности и улучшения материала, так что при необходимости добавляют 0,001% или более Mo, добавляют 0,001% или более Cr, добавляют 0,001% или более Ni, добавляют 0,001% или более W, добавляют 0,0001% или более Zr, и добавляют 0,0001% или более As. Содержание Mo предпочтительно составляет 0,01% или более, содержание Cr предпочтительно составляет 0,01% или более, содержание Ni предпочтительно составляет 0,05% или более, и содержание W предпочтительно составляет 0,01% или более.
[0066] Однако когда они добавлены в чрезмерном количестве, напротив, ухудшается обрабатываемость, так что верхний предел содержания Mo регулируют на 1,0%, верхний предел содержания Cr устанавливают на 2,0%, верхний предел содержания Ni регулируют на 2,0%, верхний предел содержания W устанавливают на 1,0%, верхний предел содержания Zr регулируют на 0,2%, и верхний предел содержания As регулируют на 0,5%. Содержание Zr предпочтительно составляет 0,05% или менее.
[0067] Ванадий (V) и медь (Cu), подобно Nb и Ti, представляют собой элементы, эффективные для дисперсионного упрочнения, и являются элементами, вызывающими меньшее ухудшение локальной деформируемости, обусловливаемое упрочнением при добавлении, чем Nb и Ti, так что V и Cu представляют собой элементы, более эффективные, чем Nb и Ti, когда требуются высокая прочность и лучшая способность к расширению отверстия. Поэтому нижние пределы содержания обоих V и Cu регулируют на 0,001%. Каждый из них предпочтительно содержится в количестве 0,01% или более.
[0068] Однако когда они введены в чрезмерном количестве, ухудшается обрабатываемость, так что верхний предел содержания V регулируют на 1,0%, и верхний предел содержания Cu устанавливают на 2,0%. Содержание V предпочтительно составляет 0,5% или менее.
3
[0069] Кобальт (Со) значительно повышает точку γ-α- превращения, тем самым будучи эффективным элементом, когда горячую прокатку проводят, в частности, при температуре точки Ar или ниже. Для получения эффекта добавления вносят 0,0001% или более. Его содержание предпочтительно составляет 0,001% или более. Однако когда он добавлен в чрезмерном количестве, ухудшается свариваемость, так что верхний предел устанавливают на 1,0%. Его содержание предпочтительно составляет 0,1% или менее.
[0070] Олово (Sn) и свинец (Pb) представляют собой элементы, эффективные для улучшения смачиваемости и адгезивности при цинковании, так что добавляют 0,0001% или более Sn, и добавляют 0,001% или более Pb. Содержание Sn предпочтительно составляет 0,001% или более. Однако когда их добавляют в избыточном количестве, в ходе изготовления вероятно образование поверхностных дефектов, и к тому же снижается ударная вязкость, так что верхний предел содержания Sn регулируют на 0,2%, и верхний предел содержания Pb устанавливают на 0,1%. Содержание Sn предпочтительно составляет 0,1% или менее.
[0071] Иттрий (Y) и гафний (Hf) представляют собой элементы, эффективные для повышения коррозионной стойкости. Когда каждый из элементов содержится в количестве менее 0,001%, эффект добавления не достигается, так что нижние пределы их содержания регулируют на 0,001%. С другой стороны, когда содержание каждого из них превышает 0,10%, ухудшается способность к расширению отверстия, так что верхний предел содержания каждого из элементов регулируют на 0,10%.
[0072] Способ изготовления
Далее будет разъяснен способ изготовления стального листа согласно настоящему изобретению, (который далее иногда будет называться «способом изготовления согласно настоящему изобретению»). Для достижения превосходных равномерного относительного удлинения и способности к расширению отверстия, важно сформировать текстуру, которая является хаотичной в плане полюсных плотностей, и контролировать условия структурных фракций феррита и бейнита и образования дисперсии. Далее будут разъяснены подробности.
[0073] Способ изготовления до горячей прокатки не является конкретно ограниченным. То есть после выплавки в шахтной печи, электрической печи или тому подобной, может быть по-разному выполнено вторичное рафинирование, и затем может быть проведено литье обычным способом непрерывного литья или методом литья слитков, или, кроме того, литьем тонкого сляба, или тому подобным. В случае непрерывного литья сляба возможно, что полученный непрерывным литьем сляб однократно охлаждают до низкой температуры, и после этого повторно нагревают, чтобы затем подвергнуть горячей прокатке, или также возможно, что изготовленный непрерывным литьем сляб подвергают горячей прокатке в непрерывном режиме после литья. Между прочим, в качестве сырьевого материала для стали также может быть использован скрап.
[0074] Первая горячая прокатка
Сляб, выведенный из нагревательной печи, подвергают обработке в процессе черновой прокатки, представляющей собой первую горячую прокатку, будучи черновой прокаткой, и тем самым получают черновую полосу. Стальной лист согласно настоящему изобретению должен удовлетворять следующим требованиям. Во-первых, важен диаметр аустенитного зерна после черновой прокатки, а именно, диаметр аустенитного зерна перед чистовой прокаткой. Желательно, чтобы диаметр аустенитного зерна перед чистовой прокаткой был малым, и диаметр аустенитного зерна в 200 мкм или менее в значительной мере содействует образованию тонкодисперсных кристаллических зерен и гомогенизации кристаллических зерен, тем самым обеспечивая возможность тонко и равномерно диспергировать мартенсит, формируемый в процессе позже.
[0075] Для получения аустенитного зерна с диаметром 200 мкм или менее перед чистовой прокаткой необходимо выполнять прокатку со степенью обжатия 40% или более, один раз или более в черновой прокатке в температурном диапазоне от 1000 до 1200°С.
[0076] Диаметр аустенитного зерна перед чистовой прокаткой желательно составляет 100 мкм или менее, и чтобы получить этот диаметр зерна, прокатку с обжатием 40% или более выполняют два раза или более. Однако когда при черновой прокатке обжатие составляет более 70%, или прокатку проводят более 10 раз, возникает проблема того, что температура прокатки снижается, или чрезмерно образуется окалина.
[0077] Этим путем, когда диаметр аустенитного зерна перед чистовой прокаткой регулируют на 200 мкм или менее, при чистовой прокатке стимулируется рекристаллизация аустенита, и вследствие образования текстуры и достижения однородности зеренного блока улучшаются равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия конечного продукта.
[0078] Как предполагается, это обусловлено тем, что граница аустенитного зерна после черновой прокатки (а именно, перед чистовой прокаткой) действует как один из зародышеобразователей рекристаллизации во время чистовой прокатки. Диаметр аустенитного зерна после черновой прокатки подтверждают таким образом, что фрагмент стального листа перед подверганием чистовой прокатке охлаждают настолько резко, насколько возможно, (например, охлаждают его со скоростью 10°С/секунду или более), и поперечное сечение фрагмента стального листа протравливают для выявления границ аустенитных зерен, и наблюдают границы аустенитных зерен в оптический микроскоп. В этой ситуации, при 50-кратном или более увеличении, измеряют диаметр аустенитного зерна на 20 полях зрения или более, с использованием анализа изображений или метода подсчета точек.
[0079] Вторая горячая прокатка
После завершения процесса черновой прокатки (первой горячей прокатки), начинают процесс чистовой прокатки в качестве второй горячей прокатки. Время между завершением процесса черновой прокатки и началом процесса чистовой прокатки желательно устанавливают на 150 секунд или короче.
[0080] В процессе чистовой прокатки (второй горячей прокатки) начальную температуру чистовой прокатки желательно регулируют на 1000°С или выше. Когда начальная температура чистовой прокатки составляет ниже 1000°С, то при каждом проходе чистовой прокатки снижается температура прокатки, которой подвергают прокатываемую черновую полосу, обжатие происходит в нерекристаллизационном диапазоне температур, развивается текстура, и тем самым ухудшается изотропность.
[0081] Между прочим, верхний предел начальной температуры чистовой прокатки не является конкретно ограниченным. Однако когда он составляет 1150°С или выше, есть вероятность образования газового пузыря, который представляет собой исходную точку формирования в окалине веретенообразного дефекта между базовым железом стального листа и поверхностью окалины, перед чистовой прокаткой и между проходами, и тем самым начальную температуру чистовой прокатки желательно регулируют на уровень ниже 1150°С.
[0082] При чистовой прокатке температуру, определяемую химическим составом стального листа, настраивают на значение Т1, и прокатку с обжатием 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз выполняют в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С. Кроме того, при чистовой прокатке общую степень обжатия регулируют на 50% или более. При соблюдении этого условия в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> становится равным 5,0 или менее, и полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> становится равной 4,0 или менее. Это дает возможность обеспечить равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия конечного продукта.
[0083] Здесь, T1 представляет температуру, рассчитываемую по нижеприведенному Выражению (1).
T1(°С)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V (1),
причем каждый из С, N, Mn, Nb, Ti, В, Cr, Mo и V представляет содержание элемента (% по массе).
[0084] Интенсивное обжатие в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, и слабое обжатие при температуре ниже Т1+30°С после этого влияют на среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> и полюсную плотность кристаллографической ориентации {332}<113> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, и тем самым резко улучшаются равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия конечного продукта, как показано в описываемых позже Примерах.
[0085] Эта температура Т1 сама по себе получена опытным путем. Авторы настоящего изобретения выяснили опытным путем в результате экспериментов, что рекристаллизация в аустенитной области каждой стали стимулируется на основе температуры Т1. Для получения лучших равномерного относительного удлинения и способности к расширению отверстия важно накапливать напряжение в результате интенсивного обжатия, и общая степень обжатия на уровне 50% или более является существенной при чистовой прокатке. Кроме того, желательно доводить обжатие до 70% или более, и, с другой стороны, если степень обжатия составляет свыше 90%, вследствие этого добавляются проблемы выдерживания температуры и чрезмерной нагрузки при прокатке.
[0086] Когда общая степень обжатия в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С составляет менее 50%, напряжение от прокатки, которое должно накапливаться во время горячей прокатки, является недостаточным, и рекристаллизация аустенита развивается неудовлетворительно. Поэтому развивается текстура, и ухудшается изотропность. Когда общая степень обжатия составляет 70% или более, достаточная изотропность может быть получена, даже если предполагаются вариации, обусловленные колебаниями температуры, или тому подобным. С другой стороны, когда общая степень обжатия превышает 90%, становится затруднительным получение температурного диапазона Т1+200°С или ниже вследствие выделения теплоты при обработке, и, кроме того, возрастает нагрузка от прокатных валков, обусловливая опасность того, что становится затруднительным выполнение прокатки.
[0087] При чистовой прокатке, чтобы содействовать однородной рекристаллизации, которая стимулируется накопленным напряжением, выполняют прокатку при обжатии 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз при температуре не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С.
[0088] Кстати, для содействия однородной рекристаллизации необходимо снижать уровень обработки в температурном диапазоне ниже Т1+30°С до такого малого значения, насколько возможно. Для достижения этого степень обжатия при температуре ниже Т1+30°С желательно составляет 30% или менее. В плане точности толщины листа и формы листа, желательна степень обжатия 10% или менее. Когда дополнительно получают изотропность, степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1+30°С желательно составляет 0%.
[0089] Чистовую прокатку желательно завершают при температуре Т1+30°С или выше. В горячей прокатке при температуре ниже Т1+30°С гранулированные зерна аустенита, которые уже рекристаллизовались, удлиняются, тем самым создавая опасность ухудшения изотропности.
[0090] То есть в способе изготовления согласно настоящему изобретению, при чистовой прокатке путем однородной и тонкой рекристаллизации аустенита контролируют текстуру продукта, и улучшают равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия.
[0091] Степень обжатия при прокатке может быть получена измерением фактических характеристик или расчетами по нагрузке при прокатке, измерению толщины листа или/и тому подобного. Температура может быть реально измерена термометром между прокатными клетями или может быть получена модельным расчетом с учетом выделения тепла при обработке по скорости технологической линии, степени обжатия или/и тому подобному. Тем самым можно без труда подтвердить, выполняется ли или нет прокатка, предписанная настоящим изобретением.
3
[0092] Когда горячую прокатку завершают при температуре точки Ar или ниже, горячая прокатка становится прокаткой двухфазной области из аустенита и феррита, и становится существенным накопление группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>. В результате этого значительно ухудшается равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия.
[0093] Чтобы сделать кристаллические зерна тонкодисперсными и подавить удлинение зерен, максимальное количество теплоты, генерируемой при обработке во время обжатия при температуре не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, а именно, предел повышения температуры вследствие обжатия желательно снижают до 18°С или менее. Для достижения этого желательно применение межклетевого охлаждения или тому подобного.
[0094] Первичное охлаждение перед холодной прокаткой
После выполнения конечного обжатия при 30%-ной или более степени обжатия в чистовой прокатке, начинают первичное охлаждение перед холодной прокаткой таким образом, чтобы время выдержки t секунд удовлетворяло нижеприведенному Выражению (2).
t≤2,5×t1 … (2)
Здесь, t1 получается согласно нижеприведенному Выражению (3).
2
t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1 … (3)
Здесь, в вышеуказанном Выражении (3), Tf представляет температуру стальной заготовки, полученной после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и Р1 представляет степень обжатия при конечном обжатии 30% или более.
[0095] Между прочим, «конечное обжатие при степени обжатия 30% или более» обозначает прокатку, выполненную последней среди проходов прокатки, степень обжатия которых достигает 30% или более, среди прокаток в многочисленных проходах, проведенных при чистовой прокатке. Например, когда среди прокаток в многочисленных проходах, выполненных при чистовой прокатке, степень обжатия при прокатке, выполненной на конечной стадии, составляет 30% или более, прокатка, проведенная на конечной стадии, представляет собой «конечное обжатие при степени обжатия 30% или более». Кроме того, когда среди прокаток в многочисленных проходах, выполненных при чистовой прокатке, степень обжатия при прокатке, выполненной перед конечной стадией, составляет 30% или более, и достигается после прокатки, проведенной перед конечной стадией (прокатки со степенью обжатия 30% или более), прокатка, выполненная перед конечной стадией (прокатка со степенью обжатия 30% или более), представляет собой «конечное обжатие при степени обжатия 30% или более».
[0096] В чистовой прокатке огромное влияние на диаметр аустенитного зерна оказывает время выдержки t секунд до того, как начинают первичное охлаждение перед холодной прокаткой, после выполнения конечного обжатия при степени обжатия 30% или более. То есть оно в значительной мере влияет на фракцию равноосных зерен и долю площади крупных зерен в стальном листе.
[0097] Когда время t выдержки превышает t1×2,5, рекристаллизация уже почти завершается, но является значительным рост кристаллических зерен, и развивается укрупнение зерен, и тем самым снижаются значения «r» и относительное удлинение.
[0098] Время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2а), тем самым обеспечивая возможность предпочтительно подавлять рост кристаллических зерен. Следовательно, даже если рекристаллизация не происходит в достаточной мере, вполне можно повысить относительное удлинение стального листа и одновременно улучшить усталостную характеристику.
t<t1 … (2а)
[0099] Вместе с тем, время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2b), и тем самым рекристаллизация развивается в достаточной степени, и кристаллографические ориентации приобретают случайный характер. Поэтому можно в достаточной мере повысить относительное удлинение стального листа и одновременно значительно улучшить изотропность.
t1≤t≤t1×2,5 … (2b)
[0100] Здесь, как показано в ФИГ. 1, на технологической линии 1 непрерывной горячей прокатки стальную заготовку (сляб), нагретую до предварительно заданной температуры в нагревательной печи, последовательно прокатывают в группе 2 клетей стана черновой прокатки и в группе 3 клетей стана чистовой прокатки с образованием горячекатаного стального листа 4, имеющего предварительно заданную толщину, и горячекатаный стальной лист 4 переносят на выпускной рольганг 5. В способе изготовления согласно настоящему изобретению, в процессе черновой прокатки (первой горячей прокатки), выполняемом на стане 2 черновой прокатки, проводят прокатку стальной заготовки (сляба) со степенью обжатия 20% или более один раз или более в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С.
[0101] Черновую полосу, прокатанную этим путем до предварительно заданной толщины в стане 2 черновой прокатки, затем подвергают чистовой прокатке (выполняют вторую горячую прокатку) с помощью многочисленных прокатных клетей 6 стана 3 чистовой прокатки с образованием горячекатаного стального листа 4. Затем, в стане 3 чистовой прокатки, выполняют прокатку со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз в температурном диапазоне не ниже температуры Т1+30°С и не выше Т1+200°С. Кроме того, в стане 3 чистовой прокатки общая степень обжатия достигает 50% или более.
[0102] Кроме того, в процессе чистовой прокатки, после выполнения конечного обжатия до степени обжатия 30% или более, начинают первичное охлаждение перед холодной прокаткой таким образом, что время выдержки t секунд удовлетворяет вышеуказанному Выражению (2) или одному из вышеуказанных Выражений (2а) или (2b). Начало этого первичного охлаждения перед холодной прокаткой проводят с помощью межклетевых охлаждающих сопел 10, размещенных между соответствующими двумя прокатными клетями 6 стана 3 чистовой прокатки, или охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5.
[0103] Например, когда конечное обжатие со степенью обжатия 30% или более выполняют только на прокатной клети 6, расположенной на входной стороне стана 3 чистовой прокатки (на левой стороне в ФИГ. 1, на стороне выше по потоку в ходе прокатки), и прокатку, степень обжатия в которой достигает 30% или более, не выполняют на прокатной клети 6, расположенной на выходной стороне стана 3 чистовой прокатки (на правой стороне в ФИГ. 1, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), то если первичное охлаждение перед холодной прокаткой начинают с помощью охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5, иногда создается ситуация, что время выдержки t секунд не удовлетворяет вышеуказанному Выражению (2) или вышеуказанным Выражениям (2а) и (2b). В таком случае первичное охлаждение перед холодной прокаткой начинают с помощью межклетевых охлаждающих сопел 10, размещенных между соответствующими двумя прокатными клетями 6 стана 3 чистовой прокатки.
[0104] Кроме того, например, когда конечное обжатие со степенью обжатия 30% или более выполняют на прокатной клети 6, расположенной на выходной стороне стана 3 чистовой прокатки (на правой стороне в ФИГ. 1, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), то даже если первичное охлаждение перед холодной прокаткой начинают с помощью охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5, иногда создается ситуация, что время выдержки t секунд может удовлетворять вышеуказанному Выражению (2) или вышеуказанным Выражениям (2а) и (2b). В таком случае первичное охлаждение перед холодной прокаткой также может быть начато с использованием охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5. Разумеется, в той мере, насколько достигается характеристика конечного обжатия со степенью обжатия 30% или более, первичное охлаждение перед холодной прокаткой также может быть начато с помощью межклетевых охлаждающих сопел 10, размещенных между соответствующими двумя прокатными клетями 6 стана 3 чистовой прокатки.
[0105] Затем, при этом первичном охлаждении перед холодной прокаткой, выполняют охлаждение, которое происходит со средней скоростью охлаждения 50°С/секунду или более, причем изменение температуры (падение температуры) становится не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С.
[0106] Когда изменение температуры составляет менее чем на 40°С, происходит рост рекристаллизованных аустенитных зерен, и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость. Изменение температуры регулируют на 40°С или более, тем самым делая возможным подавление укрупнения аустенитных зерен. Когда изменение температуры составляет менее 40°С, эффект не может быть достигнут. С другой стороны, когда изменение температуры превышает 140°С, рекристаллизация становится недостаточной, что делает затруднительным получение целевой беспорядочной текстуры. Кроме того, также не происходит легкое образование ферритной фазы, эффективно содействующей относительному удлинению, и становится высокой твердость ферритной фазы, и тем самым также ухудшаются равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия. Кроме того, когда изменение температуры составляет более 140°С, это с высокой вероятностью вызывает превышение/отклонение от точки Ar3 превращения. В этом случае, даже при превращении из рекристаллизованного аустенита, в результате сужения вариантов выбора, формируется текстура, и тем самым снижается изотропность.
[0107] Когда средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении перед холодной прокаткой составляет менее 50°С/секунду, то, как ожидается, происходит рост рекристаллизованных аустенитных зерен, и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость. Верхний предел средней скорости охлаждения не является конкретно определенным, но в плане формы стального листа, считается правильным уровень 200°С/секунду или менее.
[0108] Кроме того, чтобы подавить рост зерен и получить более совершенную низкотемпературную ударную вязкость, желательно используют охлаждающее устройство между проходами или тому подобное, для доведения обусловленного обработкой тепловыделения между соответствующими клетями при чистовой прокатке до температуры 18°С или ниже.
[0109] Размерное соотношение при прокатке (степень обжатия) может быть получено измерением фактических характеристик или расчетами по нагрузке при прокатке, измерению толщины листа или/и тому подобного. Температура стальной заготовки во время прокатки может быть реально измерена термометром, размещенным между прокатными клетями, или может быть получена модельным расчетом с учетом выделения тепла при обработке по скорости технологической линии, степени обжатия или/и тому подобному, или может быть получена обоими методами.
[0110] Кроме того, как уже было разъяснено ранее, для стимулирования однородной рекристаллизации желательно, чтобы степень обработки в температурном диапазоне ниже Т1+30°С была настолько малой, насколько возможно, и степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1+30°С желательно составляет 30% или менее. Например, в случае, что в стане 3 чистовой прокатки на технологической линии 1 непрерывной горячей прокатки, показанной в ФИГ. 1, в проходах через одну или две, или более прокатных клетей 6, расположенных на стороне входной клети (на левой стороне в ФИГ. 1, на стороне выше по потоку в ходе прокатки), стальной лист находится в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, и в проходах через одну или две, или более прокатных клетей 6, расположенных на последующей стороне выходной клети (на правой стороне в ФИГ. 1, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), стальной лист находится в температурном диапазоне ниже Т1+30°С, то когда стальной лист проходит через одну или две, или более прокатных клетей 6, размещенных на последующей стороне выходной клети (на правой стороне в ФИГ. 1, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), даже если обжатие не выполняют или выполняют, степень обжатия при температуре ниже Т1+30°С желательно составляет 30% или менее в целом. В плане точности толщины листа и формы листа, степень обжатия при температуре ниже Т1+30°С желательна на уровне степени обжатия 10% или менее в целом. Когда дополнительно получают изотропность, степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1+30°С желательно составляет 0%.
[0111] В способе изготовления согласно настоящему изобретению, скорость прокатки не является конкретно ограниченной. Однако когда скорость прокатки на стороне выходной клети при чистовой прокатке составляет менее 400 м/мин, происходит рост γ-зерен с их укрупнением, сокращаются области, в которых феррит может образовывать выделившуюся фазу для обеспечения пластичности, и тем самым может ухудшаться пластичность. Даже если верхний предел скорости прокатки не является конкретно ограниченным, эффект настоящего изобретения может быть получен, но на практике скорость прокатки составляет 1800 м/мин или менее вследствие технических ограничений оборудования. Поэтому в процессе чистовой прокатки скорость прокатки желательно составляет не менее 400 м/мин и не более 1800 м/мин.
[0112] Вторичное охлаждение перед холодной прокаткой
В способе изготовления согласно настоящему изобретению является предпочтительным, что после первичного охлаждения перед холодной прокаткой должно выполняться вторичное охлаждение перед холодной прокаткой для регулирования структуры. Важной также является конфигурация вторичного охлаждения перед холодной прокаткой.
[0113] Вторичное охлаждение перед холодной прокаткой желательно выполняют в пределах трех секунд после первичного охлаждения перед холодной прокаткой. Когда время до начала вторичного охлаждения перед холодной прокаткой после первичного охлаждения перед холодной прокаткой превышает три секунды, аустенитные зерна становятся более крупными, и снижаются прочность и относительное удлинение.
[0114] При вторичном охлаждении перед холодной прокаткой охлаждение выполняют до температуры прекращения охлаждения 600°С или ниже, при средней скорости охлаждения от 10 до 300°С/секунду. Когда температура прекращения этого вторичного охлаждения перед холодной прокаткой составляет выше 600°С, и средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении перед холодной прокаткой составляет менее 10°С/секунду, существует возможность того, что происходит окисление поверхности, и поверхность стального листа повреждается. Когда средняя скорость охлаждения превышает 300°С/секунду, стимулируется мартенситное превращение с резким повышением прочности, приводя к тому, что выполнение последующей холодной прокатки становится затруднительным.
[0115] Намотка в рулон
После получения этим путем горячекатаный стальной лист может быть намотан в рулон при температуре 600°С или ниже. Когда температура намотки превышает 600°С, возрастает доля площади ферритной структуры, и доля площади бейнита не становится равной 5% или более. Чтобы довести долю площади бейнита до 5% или более, температуру намотки предпочтительно регулируют на 600°С или ниже.
[0116] Холодная прокатка
Исходный горячекатаный лист, изготовленный, как было описано выше, при необходимости подвергают декапированию для выполнения холодной прокатки со степенью обжатия не менее 30% и не более 70%. Когда степень обжатия составляет 30% или менее, становится затруднительным обеспечить рекристаллизацию при последующих нагреве и выдерживании, вследствие чего сокращается фракция равноосных зерен, и, кроме того, кристаллические зерна после нагрева становятся более крупными. Когда прокатку выполняют с обжатием 70%, во время нагрева развивается текстура, и тем самым становится высокой анизотропия. Поэтому степень обжатия регулируют на 70% или менее.
[0117] Нагрев и выдерживание
Стальной лист, который был подвергнут холодной прокатке (холоднокатаный стальной лист), после этого нагревают до температурного диапазона от 700 до 900°С, и выдерживают в течение не короче 1 секунды и не дольше 1000 секунд в температурном диапазоне от 700 до 900°С. В результате этого нагрева и выдерживания устраняется деформационное упрочнение. Когда стальной лист после холодной прокатки нагревают до температурного диапазона от 700 до 900°С этим путем, среднюю скорость нагрева от температуры не ниже комнатной температуры и не выше температуры 650°С регулируют на значение HR1 (°С/секунду), согласно нижеприведенному Выражению (5), и среднюю скорость нагрева от температуры выше 650°С до температурного диапазона от 700 до 900°С регулируют на значение HR2 (°С/секунду), согласно нижеприведенному Выражению (6).
HR1≥0,3 … (5)
HR2≤0,5×HR1 … (6)
[0118] В вышеописанных условиях выполняют горячую прокатку, и далее проводят первичное охлаждение после горячей прокатки, и тем самым делают кристаллические зерна тонкодисперсными, и достигается рандомизация кристаллографических ориентаций. Однако при выполняемой после этого холодной прокатке развивается интенсивная текстура, и текстура скорее всего будет оставаться в стальном листе. В результате этого значения «r» и относительное удлинение стального листа сокращаются, и снижается изотропность. Таким образом, желательно обеспечивать исчезновение текстуры, которая образовалась при холодной прокатке, насколько это возможно, путем надлежащего выполнения нагрева, проводимого после холодной прокатки. Для достижения этого необходимо подразделять среднюю скорость нагревания при нагреве на две стадии, описываемые вышеуказанными Выражениями (5) и (6).
[0119] Более подробное обоснование того, почему текстура и характеристики стального листа улучшаются посредством этого двухстадийного нагрева, является неясным, но этот эффект, как представляется, следует отнести на счет устранения дислокаций, введенных во время холодной прокатки и рекристаллизации. То есть движущей силой рекристаллизации, происходящей в стальном листе при нагреве, является напряжение, накопленное в стальном листе при холодной прокатке. Когда средняя скорость нагрева HR1 в температурном диапазоне от температуры не ниже комнатной температуры и не выше 650°С является низкой, дислокации, введенные холодной прокаткой, восстанавливаются, и рекристаллизация не происходит. В результате этого текстура, сформировавшаяся во время холодной прокатки, остается как таковая, и ухудшаются такие свойства, как изотропность. Когда средняя скорость нагрева HR1 в температурном диапазоне от температуры не ниже комнатной температуры и не выше 650°С составляет менее 0,3°С/секунду, восстанавливаются дислокации, созданные холодной прокаткой, приводя к тому, что сохраняется развитая текстура, сформированная во время холодной прокатки. Поэтому необходимо регулировать среднюю скорость нагрева HR1 в температурном диапазоне от температуры не ниже комнатной температуры и не выше 650°С на величину 0,3(°С/секунду) или более.
[0120] С другой стороны, когда средняя скорость нагрева HR2 от температуры выше 650°С до температурного диапазона от 700 до 900°С является высокой, феррит, присутствующий в стальном листе после холодной прокатки, не рекристаллизуется, и нерекристаллизованный феррит остается в состоянии, как после обработки. Когда сталь, содержащая углерод (С), в частности, в количестве 0,01% или более, нагревают до двухфазной области из феррита и аустенита, сформированные аустенитные блоки растут из рекристаллизованного феррита, и тем самым нерекристаллизованный феррит скорее всего остается неизмененным. Этот нерекристаллизованный феррит имеет развитую текстуру, тем самым оказывая вредное влияние на такие свойства, как значения «r» и изотропность, и этот нерекристаллизованный феррит содержит многочисленные дислокации, тем самым резко ухудшая пластичность. Поэтому в температурном диапазоне от температуры выше 650°С до температурного диапазона от 700 до 900°С средняя скорость нагрева HR2 должна составлять 0,5×HR1 (°С/секунду) или менее.
[0121] Кроме того, когда температура нагревания составляет ниже 700°С, или продолжительность выдерживания в температурном диапазоне от 700 до 900°С является более короткой чем одна секунда, обратное превращение из феррита не развивается в достаточной степени, и при последующем охлаждении не может быть получена бейнитная фаза, приводя к тому, что не может быть получена достаточная прочность. С другой стороны, когда температура нагревания является более высокой чем 900°С, или продолжительность выдерживания в температурном диапазоне от 700 до 900°С является более длительной чем 1000 секунд, кристаллические зерна становятся более крупными, и возрастает доля площади кристаллических зерен, каждое из которых имеет диаметр зерна 200 мкм или более.
[0122] Первичное охлаждение после холодной прокатки
После нагрева и выдерживания выполняют первичное охлаждение после холодной прокатки до температурного диапазона от 580 до 750°С, со средней скоростью охлаждения 12°С/секунду или менее. Когда температура завершения первичного охлаждения после холодной прокатки превышает 750°С, стимулируется ферритное превращение, делая невозможным получение 5% или более бейнита в единицах доли площади. Когда средняя скорость охлаждения при этом первичном охлаждении после холодной прокатки превышает 12°С/секунду, и температура завершения первичного охлаждения после холодной прокатки составляет ниже 580°С, рост зерен феррита не развивается в достаточной мере, что делает невозможным получение 5% или более феррита в единицах доли площади.
[0123] Вторичное охлаждение после холодной прокатки
После первичного охлаждения после холодной прокатки проводят вторичное охлаждение после холодной прокатки до температурного диапазона от 350 до 500°С, со средней скоростью охлаждения от 4 до 300°С/секунду. Когда средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении после холодной прокатки составляет менее 4°С/секунду, или вторичное охлаждение после холодной прокатки завершают при температуре выше 500°С, чрезмерно развивается перлитное превращение с созданием возможности того, что в конечном итоге не могут быть получены 5% или более бейнита, в единицах доли площади. Кроме того, когда средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении после холодной прокатки составляет свыше 300°С/секунду, или вторичное охлаждение после холодной прокатки завершают при температуре ниже 350°С, развивается мартенситное превращение, и существует опасность того, что доля площади мартенсита становится больше 1%.
[0124] Термическая обработка в режиме перестаривания
Вслед за вторичным охлаждением после холодной прокатки выполняют термическую обработку в режиме перестаривания в температурном диапазоне не ниже 350°С и не выше 500°С. Продолжительность выдерживания в этом температурном диапазоне регулируют на время t2 секунд, удовлетворяющее нижеприведенному Выражению (4), согласно температуре Т2 обработки в режиме перестаривания, или дольше. Однако принимая во внимание применимый температурный диапазон согласно Выражению (4), максимальное значение t2 регулируют на 400 секунд.
2
log(t2)=0,0002(Т2-425)+1,18 … (4)
[0125] Между тем, в этой термической обработке в режиме перестаривания выдерживание не означает только изотермическое выдерживание, и является достаточным, если стальной лист остается в температурном диапазоне не ниже 350°С и не выше 500°С. Например, стальной лист может быть однократно охлажден до температуры 350°С, с последующим нагревом до температуры 500°С, или стальной лист может быть также охлажден до температуры 500°С, и затем может охлаждаться далее до температуры 350°С.
[0126] Кстати, даже когда проводят обработку поверхности высокопрочного холоднокатаного стального листа согласно настоящему изобретению, эффект повышения способности к расширению отверстия не исчезает, и, например, на поверхности стального листа может быть сформирован слой, полученный способом горячей гальванизации погружением, или легированный слой, полученный способом горячей гальванизации погружением. В этом случае эффект настоящего изобретения может быть получен, даже когда проводят любой из процессов электролитического осаждения, погружения в горячую ванну, плакирования осаждением, формирования органической покровной пленки, наслоением пленки, обработки органическими солями/неорганическими солями, бесхромовой обработки, и так далее. Кроме того, стальной лист согласно настоящему изобретению может быть использован не только для формования выгибанием, но и для комбинированного формования, главным образом состоящего в гибочной обработке, такой как гибка, выгибание и вытяжка.
[0127] Когда горячее цинкование (гальванизацию) погружением выполняют на стальном листе согласно настоящему изобретению, после гальванизации может быть выполнена обработка для легирования. Обработку для легирования проводят в температурном диапазоне от 450 до 600°С. Когда температура обработки для легирования составляет ниже 450°С, легирование (диффузия) не происходит в достаточной степени, и когда она превышает 600°С, с другой стороны, легирование развивается слишком сильно, и ухудшается коррозионная стойкость. Поэтому обработку для легирования выполняют в температурном диапазоне от 450 до 600°С.
Пример
[0128] Далее будут разъяснены примеры настоящего изобретения. Между прочим, условия примеров представляют собой примерные условия, использованные для подтверждения применимости и эффектов настоящего изобретения, и настоящее изобретение не ограничивается этими примерами условий. В настоящем изобретении могут быть применены разнообразные условия в такой мере, насколько цель настоящего изобретения достигается без выхода за пределы смысла изобретения. Химические составы соответствующих сталей, использованных в примерах, показаны в Таблице 1. Соответственные условия изготовления показаны в Таблицах 2 и 3. Кроме того, структурные конфигурации и механические характеристики соответствующих типов сталей в условиях изготовления согласно Таблицам 2 и 3 показаны в Таблицах 4 и 5. Между тем, каждое подчеркнутое значение в Таблицах указывает, что численное значение находится за пределами диапазона согласно настоящему изобретению, или вне диапазона предпочтительных величин согласно настоящему изобретению. Кроме того, в таблицах от Таблицы 2 до Таблицы 5 английские буквы от А до Т, и английские буквы от «a» до «i», которые добавлены к обозначениям типов сталей, указывают компоненты Сталей А-Т и a-i в Таблице 1, соответственно.
[0129] Будут разъяснены результаты исследований с использованием соответствующих изобретению сталей «А-Т», и с использованием сравнительных сталей «a-h», которые имеют химические составы, показанные в Таблице 1. При этом, в Таблице 1, каждое численное значение химических составов означает «% по массе».
[0130] Эти стали были отлиты и затем были использованы как таковые, или были нагреты до температурного диапазона от 1000 до 1300°С после того, как были однократно охлаждены до комнатной температуры, и после этого были подвергнуты горячей прокатке, холодной прокатке и охлаждению в условиях, показанных в Таблице 2 и Таблице 3.
[0131] При горячей прокатке, прежде всего в черновой прокатке, представляющей собой первую горячую прокатку, прокатку выполняли один раз или более со степенью обжатия 40% или более, в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С. Однако в отношении Сталей типов А3, Е3 и М2, при черновой прокатке прокатку со степенью обжатия 40% или более в одном проходе не проводили. Число циклов обжатия при степени обжатия 40% или более, и каждая степень обжатия (%) при черной прокатке, и диаметр аустенитного зерна (мкм) после черновой прокатки (перед чистовой прокаткой) показаны в Таблице 2. При этом температура Т1 (°С) и температура Ас1 (°С) соответствующих типов сталей показаны в Таблице 2.
[0132] По завершении черновой прокатки выполняли чистовую прокатку в качестве второй горячей прокатки. В чистовой прокатке прокатку выполняли со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз, в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, и в температурном диапазоне ниже Т1+30°С общую степень обжатия регулировали на 30% или менее. Между прочим, при чистовой прокатке прокатку выполняли при степени обжатия 30% или более в одном проходе, при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С.
[0133] Однако в отношении Сталей типов А4, А5, А6 и В3, прокатку при степени обжатия 30% или более не выполняли в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С. Кроме того, в отношении Сталей типов Р2 и Р3, общая степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1+30°С составляла свыше 30%.
[0134] Кроме того, при чистовой прокатке общую степень обжатия регулировали на 50% или более. Однако в отношении Сталей типов А4, А5, А6, В3 и С3, общая степень обжатия в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С составляла менее 50%.
[0135] Таблица 2 показывает, для чистовой прокатки, степень обжатия (%) при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, и степень обжатия при проходе по меньшей мере в одной клети ранее конечного прохода (степень обжатия в проходе перед выходом) (%). Кроме того, Таблица 2 показывает, для чистовой прокатки, общую степень обжатия (%) в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, температуру (°С) после обжатия в конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, и максимальную степень тепловыделения при обработке (°С) во время обжатия в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С.
[0136] После того, как в чистовой прокатке выполнили конечное обжатие в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, начинали первичное охлаждение перед холодной прокаткой перед временем выдержки t секунд, превышающим 2,5×t1. При первичном охлаждении перед холодной прокаткой среднюю скорость охлаждения регулировали на 50°С/секунду или более. Кроме того, изменение температуры (величину температуры охлаждения) при первичном охлаждении перед холодной прокаткой регулировали на снижение в пределах диапазона не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С.
[0137] Однако в отношении Стали типа J2, первичное охлаждение перед холодной прокаткой начинали после времени выдержки t секунд, превышающего 2,5×t1, сразу после конечного обжатия в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С в чистовой прокатке. В отношении Стали типа Т2, изменение температуры (величина температуры охлаждения) при первичном охлаждении перед холодной прокаткой составляло менее 40°С, и в отношении Стали типа J3, изменение температуры (величина температуры охлаждения) при первичном охлаждении перед холодной прокаткой составляло более 140°С. В отношении Стали типа Т3, средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении перед холодной прокаткой была менее 50°С/секунду.
[0138] Таблица 2 показывает значение t1 (секунд) для соответствующих типов сталей, время t выдержки (секунд) от конечного обжатия в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С до начала первичного охлаждения перед холодной прокаткой в чистовой прокатке, t/t1, изменение температуры (величину охлаждения) (°С) в первичном охлаждении перед холодной прокаткой, и среднюю скорость охлаждения (°С) в первичном охлаждении перед холодной прокаткой.
[0139] Вслед за первичным охлаждением перед холодной прокаткой выполняли вторичное охлаждение перед холодной прокаткой. После первичного охлаждения перед холодной прокаткой вторичное охлаждение перед холодной прокаткой начинали в пределах трех секунд. Кроме того, при вторичном охлаждении перед холодной прокаткой, охлаждение выполняли до температуры прекращения охлаждения 600°С или ниже, со средней скоростью охлаждения от 10 до 300°С/секунду, проводили намотку в рулон при температуре 600°С или ниже, и получили исходные горячекатаные листы, каждый из которых имел толщину от 2 до 5 мм.
[0140] Однако в отношении Стали типа D3, прошли три секунды, пока не начали вторичное охлаждение перед холодной прокаткой после первичного охлаждения перед холодной прокаткой. Кроме того, в отношении Стали типа D3, средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении перед холодной прокаткой составляла более 300°С/секунду. Кроме того, в отношении Стали типа Е3, температура прекращения охлаждения при вторичном охлаждении перед холодной прокаткой (температура намотки) была выше 600°С. Таблица 2 показывает, в отношении соответствующих типов сталей, время (секунд) до начала вторичного охлаждения перед холодной прокаткой после первичного охлаждения перед холодной прокаткой, среднюю скорость охлаждения (°С/секунду) при вторичном охлаждении перед холодной прокаткой, и температуру прекращения охлаждения (°С) при вторичном охлаждении перед холодной прокаткой (температуру намотки в рулон).
[0141] Затем каждый из горячекатаных исходных листов подвергли декапированию, и затем подвергли холодной прокатке со степенью обжатия не менее 30% и не более 70%. Однако в отношении Стали типа Т4, степень обжатия при холодной прокатке составляла менее 30%. Кроме того, в отношении Стали типа Т5, степень обжатия при холодной прокатке была свыше 70%. Таблица 3 показывает степень обжатия (%) при холодной прокатке соответствующих типов сталей.
[0142] После холодной прокатки выполняли нагрев до температурного диапазона от 700 до 900°С, и проводили выдерживание в течение не короче 1 секунды и не дольше 1000 секунд. Кроме того, когда нагрев выполняли до температурного диапазона от 700 до 900°С, среднюю скорость нагрева HR1 (°С/секунду) от температуры не ниже комнатной температуры и не выше 650°С регулировали на 0,3 или более (HR1≥0,3), и среднюю скорость нагрева HR2 (°С/секунду) от температуры выше 650°С до температуры от 700 до 900°С регулировали на 0,5×HR1 или менее (HR2≤0,5×HR1).
[0143] Однако в отношении Стали типа А1, температура нагрева была выше 900°С. В отношении Стали типа Q2, температура нагрева составляла ниже 700°С. В отношении Стали типа Q3, продолжительность нагрева и выдерживания была короче одной секунды. В отношении Стали типа Q4, продолжительность нагрева и выдерживания была длительнее 1000 секунд. Кроме того, в отношении Стали типа Т6, средняя скорость нагрева HR1 составляла менее 0,3(°С/секунду). В отношении Стали типа Т7, средняя скорость нагрева HR2 (°С/секунду) составляла свыше 0,5×HR1. Таблица 3 показывает температуру нагрева (°С) и средние скорости нагревания HR1 и HR2 (°С/секунду) для соответствующих типов сталей.
[0144] После нагрева и выдерживания проводили первичное охлаждение после холодной прокатки до температурного диапазона от 580 до 750°С, при средней скорости охлаждения 12°С/секунду или менее. Однако в отношении Стали типа А2, средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении после холодной прокатки была свыше 12°С/секунду. Кроме того, в отношении Стали типа А2, температура прекращения первичного охлаждения после холодной прокатки была ниже 580°С, и в отношении Стали типа К1, температура прекращения первичного охлаждения после холодной прокатки была выше 740°С. Таблица 3 показывает, для соответствующих типов сталей, среднюю скорость охлаждения (°С/секунду) и температуру прекращения охлаждения (°С) при первичном охлаждении после холодной прокатки.
[0145] Вслед за первичным охлаждением после холодной прокатки выполняли вторичное охлаждение после холодной прокатки до температурного диапазона от 350 до 500°С, со средней скоростью охлаждения от 4 до 300°С/секунду. Однако в отношении Стали типа А5, средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении после холодной прокатки составляла менее 4°С/секунду. В отношении Стали типа Р4, средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении после холодной прокатки составляла свыше 300°С/секунду. Кроме того, в отношении Стали типа А2, температура прекращения вторичного охлаждения после холодной прокатки была выше 500°С, и в отношении Стали типа G1, температура прекращения вторичного охлаждения после холодной прокатки была ниже 350°С. Таблица 3 показывает среднюю скорость охлаждения (°С/секунду) при вторичном охлаждении после холодной прокатки для соответствующих типов сталей.
[0146] Вслед за вторичным охлаждением после холодной прокатки выполняли термическую обработку в режиме перестаривания (ОА) при температуре прекращения вторичного охлаждения после холодной прокатки. Диапазон температур этой термической обработки в режиме перестаривания (ОА) (температура прекращения вторичного охлаждения после холодной прокатки) регулировали на температуру не ниже 350°С и не выше 500°С. Кроме того, продолжительность термической обработки в режиме перестаривания (ОА) регулировали на значение не короче t2 секунд и не длительнее 400 секунд. Однако в отношении Стали типа А2, температура термической обработки в режиме перестаривания была выше 500°С, и в отношении Стали типа G1, температура термической обработки в режиме перестаривания была ниже 350°С. Кроме того, в отношении Стали типа D1, продолжительность термической обработки в режиме перестаривания была короче t2 секунд, и в отношении Сталей типов С2 и G1, продолжительность термической обработки в режиме перестаривания была длительнее 400 секунд. Таблица 3 показывает температуру термической обработки в режиме перестаривания (°С), время t2 (секунд), и продолжительность обработки (секунд) для соответствующих типов сталей.
[0147] После термической обработки в режиме перестаривания выполнили дрессировку при степени обжатия 0,5%, и провели оценку материала. При этом, для Стали типа S1, выполнили обработку способом горячего цинкования погружением. На Стали типа Т1 выполнили обработку для сплавления в температурном диапазоне от 450 до 600°С после цинкования (гальванизации).
[0148] Таблица 4 показывает доли площади (структурные фракции) (%) феррита, бейнита, перлита, мартенсита и остаточного аустенита в металлографической структуре соответствующих типов сталей, и, для соответствующих типов сталей, среднеобъемный диаметр dia (среднее значение) кристаллических зерен (мкм), и отношение, для кристаллических зерен, длины dL по направлению прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt. Таблица 5 показывает, для соответствующих типов сталей, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, и полюсную плотность кристаллографической ориентации {332}<113>, в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа. Между тем, структурную фракцию оценивали по структурной фракции перед дрессировкой. Кроме того, Таблица 5 показывает, в качестве механических характеристик соответствующих типов сталей, предел прочности на растяжение TS (МПа), равномерное относительное удлинение u-EI (%), относительное удлинение EI в процентах (%), и степень расширения отверстия λ (%) как показатель локальной деформируемости. Таблица 5 показывает величины rC, rL, r30 и r60, каждая из которых представляет значение «r».
[0149] Между прочим, испытание на растяжение основывалось на Японском промышленном стандарте JIS Z 2241. Испытание на расширение отверстия основывалось на стандарте Японской федерации чугуна и стали JFS Т1001. Полюсную плотность каждой из кристаллографических ориентаций измеряли с использованием описанного ранее метода EBSP с шагом 0,5 мкм в области от 3/8 до 5/8 толщины листа в поперечном сечении параллельно направлению прокатки. Кроме того, в качестве показателей равномерного относительного удлинения и способности к расширению отверстия, значение TS×EL регулировали на 8000 (МПа·%) или более, и желательно устанавливали на 9000 (МПа·%) или более, и значение TS×λ устанавливали на 30000 (МПа·%) или более, предпочтительно регулировали на 40000 (МПа·%) или более, и еще более предпочтительно на 50000 (МПа·%) или более.
[0150]
[0151]
[0152]
[0153]
[0154]
Промышленная применимость
[0155] Как было описано ранее, согласно настоящему изобретению возможно создание высокопрочного холоднокатаного стального листа, который не имеет значительной анизотропии, даже когда добавлены Nb, Ti и/или тому подобные, и имеет превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия. Таким образом, настоящее изобретение представляет собой изобретение, имеющее высокую промышленную применимость.
Разъяснение условных обозначений
[0156]
1 Технологическая линия непрерывной горячей прокатки
2 Клети стана черновой прокатки
3 Клети стана чистовой прокатки
4 Горячекатаный стальной лист
5 Выпускной рольганг
6 Прокатная клеть
10 Межклетевое охлаждающее сопло
11 Охлаждающее сопло 11