СТАЛЬНОЙ ЛИСТ И СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПОКРЫТИЕМ, ОБЛАДАЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНОЙ ФОРМУЕМОСТЬЮ, И СПОСОБ ЕГО ПРОИЗВОДСТВА
STEEL SHEET AND COATED STEEL SHEET OF PERFECT FORMABILITY AND METHOD OF ITS PRODUCTION

Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к стальному листу и стальному листу с покрытием, обладающему превосходной формуемостью и, таким образом, подходящему в качестве материала для элементов конструкций, таких как автомобильные части и корпуса сооружений, зданий, мебели и приборных щитов. Настоящее изобретение также относится к способу производства стального листа и стального листа с покрытием. В настоящем изобретении «стальной лист» представляет собой холоднокатаный стальной лист, толщина которого составляет 3 мм или менее.
Уровень техники
Стальные листы используются в качестве материала для корпусов различных типов благодаря их хорошей формуемости. Обычно двумерный, имеющий форму пластины стальной лист преобразуется в трехмерную структуру штамповкой, а совокупности полученных таким образом трехмерных структур свариваются друг с другом для образования более сложных трехмерных конструкций.
В качестве такого стального листа, как описан выше, традиционно применяется низкоуглеродистый стальной лист, содержащий 0,03% С или около этого. Формуемость низкоуглеродистого стального листа обычно улучшалась осаждением содержащегося в нем углерода в виде крупнозернистого цементита. Однако в настоящее время требуется стальной лист, обладающий в еще большей степени улучшенной формуемостью, поскольку конфигурации требуемых конструкций становится все более сложными. Когда низкоуглеродистый стальной лист подвергается сложной штамповке, цементит проявляет тенденцию вызывать образование в нем трещин. Поэтому предпринимались попытки снижения количества цементита или препятствования его образованию в низкоуглеродистом стальном листе.
JP-B 2712986 раскрывает методику улучшения формуемости и свойств конверсионного покрытия снижением содержания углерода до уровня не выше 0,003 мас.% добавлением Ti и Nb, контролированием содержания S и регулированием температуры конца прокатки при горячей прокатке в соответствии с содержанием Mn, S, Nb и C. Однако, хотя эта методика обеспечивает достижение превосходной вытягиваемости и хорошего показателя коэффициента Ланкфорда (r-величины) стали, она не может обеспечить удовлетворительной штампуемости в условиях практического формования.
JP-B 3807177 раскрывает стальной лист, обладающий превосходной устойчивостью к вторичной хрупкости, вызванной наклепом, в котором такая устойчивость достигается регулированием содержания С до уровня не выше 0,0025 мас.% и установлением диаметра всех ферритных зерен на уровне 15 мкм или менее. Однако эта методика приводит к недостаточной вытягиваемости стали и не способна обеспечить удовлетворительную штампуемость при формовании в практических условиях.
JP-B 3428318 раскрывает методику получения стального листа, обладающего превосходной формуемостью при глубокой вытяжке снижением содержания С до уровня не выше 0,0030 мас.%; добавлением подходящего количества Ti, соответствующего содержанию C, N и S; началом горячей прокатки после непрерывной разливки без охлаждения стального листа до комнатной температуры; и нагреванием полученной после черновой прокатки начерно прокатанной заготовки для повышения ее температуры.
Однако, хотя эта методика улучшает значение г-величины и устойчивость к вторичной хрупкости, она приводит к недостаточной вытягиваемости стали и не способна обеспечить достижение удовлетворительной штампуемости в условия практического формования.
Помимо этого, JP-B 3241429 раскрывает стальной лист, обладающий хорошей коррозионной устойчивостью и формуемостью, в котором коррозионная устойчивость и формуемость достигаются снижением содержания в стальном листе С до уровня не выше 0,0015 мас.% и пропорциональным увеличением содержания Al в соответствии с содержанием N.
Однако, хотя некоторые улучшения в вытягиваемости и значении г-величины, полученной согласно этой методике стали, и отмечаются при простых испытаниях на растяжение, при формовании в условиях практики удовлетворительной штампуемости, тем не менее, достичь не удается.
Сущность изобретения
Как указывалось выше, с применением обычных технологий оказывается сложным создание стальных листов, демонстрирующих хорошую формуемость в условиях практической штамповки.
Настоящее изобретение направлено на эффективное решение таких традиционных проблем, которые описаны выше. Цель настоящего изобретения состоит в создании стального листа и стального листа с покрытием, обладающего превосходной формуемостью и способного демонстрировать хорошую штампуемость в условиях практической штамповки, а также предпочтительных способов производства стального листа и плакированного стального листа.
Обычным, широко применяемым в качестве общего показателя формуемости стального листа является удлинение, наблюдаемое при испытаниях на растяжение. Такое удлинение представляет величину пластической деформации материала, при которой происходит разрушение материала при испытаниях на растяжение. Однако эта величина деформации является не очень подходящей для успешной штамповки, поскольку любое происходящее при штамповке разрушение в практических условиях рассматривается как неудачная штамповка, которая приводит к производственному браку.
Ввиду этого авторы настоящего изобретения изучили деформационное поведение стального листа в ходе штамповке в практических условиях. В результате авторы изобретения выяснили, что стальной лист фактически не является штампованным до последнего момента разрушения; а также то, «как стальной лист затвердевает при прохождении операции штамповки с достижением предельной нагрузки в ходе испытаний на растяжение» определяет формуемость стального листа в ходе штамповки в практических условиях.
Кроме того, авторы данного изобретения обнаружили, что критически важно, чтобы стальной лист демонстрировал относительно высокий показатель степени деформационного упрочнения на этапе, когда показатель его деформации находится в диапазоне от 5 до 25%.
Авторы данного изобретения после этого внимательно изучили различные факторы, влияющие на возможность достижения такого высокого показателя степени деформационного упрочнения, как описано выше. В результате авторы изобретения обнаружили, что:
(a) образование в стали тонкодисперсных карбидов Nb и/или Ti в соответствующей объемной доле ускоряет закрепление и препятствует движению дислокаций в стали, таким образом улучшая деформационное упрочнение стали; и
(b) формуемость дополнительно улучшается при ориентировании вышеупомянутых карбидов соответственно направлению, определенному по отношению к Fe матрицы.
Настоящее изобретение было осуществлено на основе вышеуказанных открытий. Его основными признаками являются следующие.
-5
-4
(1) Обладающий превосходной формуемостью стальной лист, содержащий в массовых процентах: 0,005% или менее C; 0,2% или менее Si; 0,5% или менее Mn; 0,04% или менее Р; 0,03% или менее S; 0,01% или менее N; 0,1% или менее Al; по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из от 0,01 до 0,1% Ti и от 0,001 до 0,1% Nb, остальное - Fe и случайные примеси, в котором карбиды Nb и/или Ti, диаметр гранул которых не превышает 6 нм, распределены в стали в объемной доле в диапазоне от 1×10 до 5×10.
(2) Обладающий превосходной формуемостью стальной лист по вышеприведенному пункту (1), в котором грани (001) карбидов являются параллельными грани (001) Fe, а направление <100> карбидов параллельно направлению <110> матрицы Fe.
(3) Обладающий превосходной формуемостью стальной лист по вышеприведенным пунктам (1) или (2), содержащий, кроме того, в массовых процентах 0,0030% или менее В.
(4) Обладающий превосходной формуемостью стальной лист по любому из вышеприведенных пунктов от (1) до (3), содержащий, кроме того, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta, REM (редкоземельные металлы), V, Cs, Zr и Hf, таким образом, что их общее содержание не превышает 1%.
(5) Стальной лист с покрытием, включающий стальной лист по любому из вышеприведенных пунктов от (1) до (4) и слой покрытия, созданный на поверхности данного стального листа.
(6) Способ производства обладающего превосходной формуемостью стального листа, содержащий стадии горячей прокатки материала стального листа, имеющего состав, указанный в любом из вышеприведенных пунктов (1), (3) и (4); охлаждения материала стального листа после завершения чистовой прокатки при 900°C или выше; намотки в рулон при 700°C или ниже материала охлажденного стального листа; и дальнейшего травления, холодной прокатки и отжига материала стального листа для получения холоднокатаного стального листа.
(7) Способ производства плакированного стального листа, содержащий нанесение покрытия на поверхность стального листа, полученного вышеприведенный способом (6) производства, для образования на поверхности стального листа пленки покрытия.
Согласно настоящему изобретению оказывается возможным создание стального листа и стального листа с покрытием, штампуемость которого значительно улучшена по сравнению с обычным стальным листом или стальным листом с покрытием.
Осуществление изобретения
Далее представлено описание одного воплощения настоящего изобретения. Прежде всего будут пояснены причины, по которым композиции компонентов стального листа ограничиваются в настоящем изобретении вышеприведенными диапазонами. В настоящем воплощении используемый ниже в отношении композиций компонентов символ «%» представляет, если не оговаривается иного, массовые проценты.
C: 0,005% или менее.
Углерод является элементом, необходимым для увеличения показателя степени деформационного упрочнения стали. В настоящем изобретении углерод присоединяется к Ti и/или Nb с образованием тонкодисперсных карбидов, тем самым увеличивая показатель степени деформационного упрочнения стали. В случаях, когда содержание углерода превышает 0,005%, показатель степени деформационного упрочнения скорее уменьшается из-за интенсификации процессов осаждения в стали. Соответственно, содержание углерода устанавливается не выше 0,005% и предпочтительно в диапазоне от 0,0005% до 0.003% (включая 0,005% и 0,003%).
Si: 0,2% или менее.
Si является элементом, служащим для регулирования дислокационной структуры в целях содействия деформационному упрочнению феррита. В случаях, когда содержание Si превышает 0,2%, становится заметным упрочнение растворенного феррита, ухудшающее деформационное упрочнение стали. Соответственно, содержание Si устанавливается равным 0,2% или менее и предпочтительно 0,05% или менее.
Mn: 0,5% или менее.
Mn является упрочняющим раствор элементом, поэтому его содержание в настоящем изобретении предпочтительно снижается. Для достижения особенно хорошей формуемости содержание Mn устанавливается равным 0,5% или менее. Предпочтительно содержание Mn составляет 0,35% или менее.
P: 0,04% или менее.
Фосфор является упрочняющим раствор элементом, поэтому его содержание в настоящем изобретении предпочтительно уменьшается. В частности, в случаях, когда содержание Р превышает 0,04%, становится заметным упрочнение твердого раствора, ухудшающее деформационное упрочнение стали. Соответственно, содержание Р устанавливается равным 0,04% или менее и предпочтительно 0,02% или менее.
S: 0,03% или менее.
Сера образует включения, такие как MnS. Поэтому в случаях, когда содержание S превышает 0,03%, вытягиваемость стали ухудшается. Содержание S должно быть в настоящем изобретении 0,03% или менее и предпочтительно 0,02% или менее. N: 0,01% или менее.
В случаях, когда сталь содержит такие элементы, как Ti, Nb, А1, которые легко образуют нитриды, азот образует нитриды, такие как TiN, NbN, A1N. Когда содержание N превышает 0,01%о, эти нитриды диспергируются в ферритные зерна, вследствие чего снижается показатель степени деформационного упрочнения и ухудшается вытягиваемость стали из-за образования трещин на границе раздела между нитридами и ферритом. Соответственно, содержание N должно составлять 0,01% или менее.
Al: 0,1% или менее.
Алюминий является элементом, выполняющим функцию раскислителя. Для осуществления этого раскисления содержание Al в стали предпочтительно составляет по меньшей мере 0,001%. С другой стороны, содержание Al, превышающее 0,1%, увеличивает количество включений, таким образом замедляя движение дислокаций и уменьшая показатель степени деформационного упрочнения. Поэтому содержание Al составляет 0,1% или менее.
Кроме того, стальной лист в настоящем изобретении должен содержать по меньшей мере один вид элементов, выбранных из Ti и Nb.
Ti: от 0,01% до 0,1%.
Ti является важным элементом для настоящего изобретения. Более конкретно, Ti образует карбид в ферритных зернах, тем самым увеличивая показатель степени деформационного упрочнения стали. В случаях, когда содержание Ti составляет менее 0,01%), количество карбида Ti оказывается слишком небольшим для того, чтобы вызывать регулирующий движение дислокаций эффект, вследствие чего не обеспечивается достаточного увеличения показателя степени деформационного упрочнения. С другой стороны, в случаях, когда содержание Ti превышает 0,1%, укрупняются осадки TiC и такой TiC начинает выступать в качестве нового источника дислокаций с замедлением движения дислокаций, вследствие чего показатель степени деформационного упрочнения снижается. Соответственно, содержание Ti должно находиться в диапазоне от 0,01 до 0,1% (включая как 0,01%, так и 0,1%).
Nb: от 0,001 до 0,1%.
Подобно описанному выше Ti, Nb является важным элементом, образующим карбид в ферритных зернах с увеличением показателя степени деформационного упрочнения стали. В случаях, когда содержание Nb составляет менее 0,001%, количество карбида Nb оказывается слишком небольшим для того, чтобы вызывать регулирующий движение дислокаций эффект, вследствие чего не обеспечивается достаточного увеличения показателя степени деформационного упрочнения. С другой стороны, в случаях, когда содержание Nb превышает 0,1%, происходит уменьшение размеров зерен феррита и показатель степени деформационного упрочнения снижается. Соответственно, содержание Nb должно находиться в диапазоне от 0,001 до 0,1% (включая как 0,001%, так и 0,1%).
Выше были охарактеризованы необходимые компоненты. В дополнение к этим необходимым компонентам в настоящем изобретении при необходимости могут добавляться и другие, описанные ниже элементы.
B: 0,0030% или менее.
Бор является элементом, который участвует в упрочнении границ зерен, очищаемых посредством образования карбида. Однако содержание В, превышающее 0,0030%, ухудшает показатель степени деформационного упрочнения из-за упрочнения раствора. Соответственно, в случаях, когда сталь содержит бор, верхний предел содержания В должен составлять 0,0030%.
По меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Cu, Sn, Ni, Са, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta, REM (редкоземельные металлы), V, Cs, Zr и Hf, при их суммарном содержании, не превышающем 1%.
Каждый элемент из Cu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ta, REM (редкоземельные металлы), V, Cs, Zr и Hf является полезным в отношении улучшения коррозионной устойчивости. Однако общее содержание этих элементов в стали устанавливается равным 1% или менее (вне зависимости от того, добавляется ли только один из этих элементов, или элементы добавляются в комбинации), поскольку когда общее содержание этих элементов превышает 1%, возникает проблема падения показателя степени деформационного упрочнения из-за увеличения предела текучести, вызываемого упрочнением раствора. Общее содержание этих элементов предпочтительно составляет 0,5% или менее.
Другими компонентами, помимо описанных выше, являются Fe и случайные примеси.
Выше были пояснены предпочтительные диапазоны композиций компонентов стального листа. Однако для достижения требуемого эффекта изобретения простого регулирования композиций компонентов до вышеупомянутых диапазонов недостаточно, и необходим контроль нахождения в заранее заданных границах типов, размеров и состояния распределения карбидов, которые выделяются в стали.
-5
-4
Более определенно, в настоящем изобретении важно, чтобы выделялись карбиды Nb и/или Ti, диаметр которых не превышает 6 нм, и осажденные карбиды распределялись в стали в объемной доле в диапазоне от 1×10 до 5×1. Диаметр частиц карбидов: не более 6 нм.
В настоящем изобретении размер выделяющихся в стали частиц карбида критически важен. Карбиды, средний диаметр которых превышает 6 нм, нарушают движение дислокаций и препятствуют образованию дислокационных ячеек, таким образом уменьшая показатель степени деформационного упрочнения. Соответственно, средний диаметр карбидов должен быть не больше 6 нм. Хотя нижний предел диаметра частиц карбидов специальным образом не ограничивается, слишком малые диаметры сужают среднее расстояние между частицами карбида, вследствие чего возрастает предел текучести и падает показатель степени деформационного упрочнения. Поэтому нижний предел среднего диаметра частиц карбидов предпочтительно составляет около 0,5 нм.
В настоящем воплощении размеры частиц карбидов измеряли посредством рассмотрения карбидов с помощью просвечивающего электронного микроскопа (×26000) в десяти областях для получения изображений, отображающих результаты этих наблюдений, и обработкой полученных изображений с помощью метода круговой аппроксимации для измерения диаметров соответствующих карбидов. Среднее значение измеренных таким образом диаметров частиц карбида не должно превышать 6 нм.
-5
-4
Объемная доля карбидов: в диапазоне от 1×10 до 5×10.
-5
-4
-5
-4
Когда количество карбидов не отвечает объемной доле по меньшей мере в 1×10, карбиды не могут оказывать регулирующее действие на движение дислокаций и требуемый показатель степени деформационного упрочнения не может быть достигнут. С другой стороны, когда количество карбидов в выражении объемной доли превышает 5×10, карбиды сами по себе замедляют движение дислокаций, и показатель степени деформационного упрочнения увеличиваться не будет. Соответственно, выраженное в объемных долях количество карбидов устанавливается в диапазоне от 1×10 до 5×10.
В настоящем изобретении объемная доля карбидов определяется по результатам вычислений объемных долей карбидов в соответствующих десяти областях, основывающихся на исследовании изображений (×26000) этих десяти областей, и вычислением среднего значения рассчитанных таким образом соответствующих объемных долей; полученное среднее значение используется в настоящем изобретении в качестве объемной доли карбидов.
Объемная доля карбидов в каждой из областей образца (области наблюдения) вычислялась посредством оценки объемов соответствующих карбидов в данной области, основанной на фотографии карбидов с допущением, что каждая частица карбида имеет сферическую конфигурацию; суммированием объемов соответствующих карбидов в поле или области наблюдения для получения общего объема карбидов в области наблюдения; измерением толщины пленки образца с помощью EELS (Electron Energy Loss Spectroscopy, спектроскопия энергетических потерь электронов), объединенной с просвечивающей электронной микроскопией; вычислением объема области наблюдения из площади области и толщины пленки; и отнесением общего объема карбидов в области наблюдения к объему данной области наблюдения.
Ориентационная зависимость между карбидами и Fe.
В настоящем изобретении регулирование ориентационной зависимости между карбидами и Fe предпочтительно с точки зрения осуществления эффективного контроля движения дислокаций. Примеры карбидов в настоящем изобретении включают TiC, NbC, (Ti, Nb) C, Nb(CN), (Ti, Nb)(CN) и т.п., каждый из которых имеет кристаллическую структуру типа NaCl (тип B2). Установление граней (001) этих карбидов параллельно грани (001) Fe, а также установление направления <100> карбидов параллельно направлению <110> Fe приводит к исключительно высокому показателю степени деформационного упрочнения стали.
Стальной лист настоящего изобретения может иметь на своей поверхности слой покрытия. Коррозионная устойчивость стального листа улучшается посредством образования на поверхности такого описанного выше слоя покрытия. Примеры покрытия включают горячее цинкование погружением, цинкование с отжигом, электролитическое цинкование (например, электролитическое нанесение цинк-никелевого сплава) и т.п.
Далее описывается способ производства стального листа настоящего изобретения. В настоящем изобретении стальной лист предпочтительно производится подверганием стального материала в виде полученного непрерывной разливкой сляба горячей прокатки, охлаждению и намотке в рулон и затем травлению полученной стали, холодной прокатке и непрерывному отжигу.
В настоящем изобретении способ производства слитка стального материала специальным образом не ограничивается и подходящим образом может применяться любой известный способ производства металлических слитков, такой как изготовление с помощью сталеплавильного конвертера, электропечи и т.п. Также специальным образом не ограничивается и способ литья, однако предпочтительным является метод непрерывной разливки. Если сляб является горячекатаным, то он может быть подвергнут горячей прокатке либо после повторного нагрева в нагревательной печи, либо нагрет в течение относительно короткого времени в нагревательной печи при температуре не ниже 1250°C для температурной компенсации.
Полученный таким образом стальной материал (сляб) подвергается горячей прокатке. Эта операция горячей прокатки может состоять либо из черновой прокатки и чистовой прокатки, либо только из чистовой прокатки без черновой прокатки. В любом случае температура при чистовой прокатке является критически важной.
Температура в ходе чистовой прокатки: не ниже 900°C.
В случаях, когда температура в ходе чистовой прокатки составляет менее 900°C, ферритные зерна вытягиваются, таким образом снижая показатель степени деформационного упрочнения. Кроме того, выделяющиеся фазы карбидов становятся крупнодисперсными. Поэтому температура стального материала в ходе чистовой прокатки должна быть не ниже 900°C. Хотя верхний предел температуры в ходе чистовой прокатки специальным образом не ограничивается, предпочтительно верхний предел находится около 1000°C.
После процесса горячей прокатки стальной материал подвергают охлаждению и намотке в рулон. Температура в ходе такого процесса намотки также важна.
Температура в ходе намотки в рулон: не выше 700°C.
В случаях, когда температура в ходе намотки стального материала в рулон превышает 700°C, требуемый эффект настоящего изобретения достигнут быть не может, поскольку карбиды Nb и/или Ti значительно укрупняются. Поэтому температура стального материала в ходе намотки в рулон должна быть не выше 700°C. Нижний предел температуры в процессе намотки в рулон предпочтительно находится около 550°C.
После выполнения процесса намотки стальной материал подвергают процессам травления, холодной прокатки и отжигу в указанном порядке. Условия выполнения процессов холодной прокатки и отжига специальным образом не ограничиваются, и эти процессы могут выполняться с широко известными обычными способами. Например, степень обжатия при холодной прокатке предпочтительно находится в диапазоне от 45 до 95%, а температура нагрева при отжиге в ходе непрерывного отжига - предпочтительно в диапазоне от 760 до 880°C. Способ отжига может быть как непрерывным отжигом, так и отжигом в контейнерах.
В настоящем изобретении полученный таким образом холоднокатаный стальной лист может быть подвергнут процессу нанесения покрытия с тем, чтобы на его поверхности образовался слой покрытия. Например, поверхность холоднокатаного стального листа может быть подвергнута обработке цинкованием, при которой в качестве покрытия образуется цинковый слой. После этой обработки цинкованием оцинкованный стальной лист может, кроме того, быть подвергнут легирующей обработке так, чтобы на данном стальном листе образовался слой отожженного цинкового покрытия. Процесс отжига и процесс цинкования могут выполняться непрерывно на одной линии. В качестве варианта пленка покрытия может быть образована электролитическим осаждением, например электролитическим осаждением цинк-никелевого сплава.
Примеры
Пример 1
Каждая из расплавленных сталей, имеющих состав, представленный в Таблице 1, была подвергнута непрерывной разливке, вследствие чего был получен сляб (стальной материал) толщиной 270 мм. Полученный таким образом сляб был подвергнут чистовой прокатке при температуре чистовой прокатки, показанной в таблице 2, а затем намотке в рулон при температуре намотки, также показанной в таблице 2, вследствие чего был получен горячекатаный стальной лист, имеющий толщину 2,8 мм. После этого горячекатаный стальной лист был подвергнут травлению для удаления с его поверхностей окалины, холодной прокатке со степенью обжатия 65% и непрерывному отжигу при температуре в диапазоне от 800 до 860°C. Каждый из стальных листов, представленных в таблице 2 под номерами 17, 18, 19, непосредственно после отжига погружали в ванну для цинкования (0,1% Al-Zn) при температуре 480°C с тем, чтобы на его верхней и нижней поверхностях образовалась пленка отожженного цинкового покрытия плотностью 45 г/м. Оцинкованный стальной лист после этого был подвергнут легирующей обработке при 520°C, вследствие чего был получен стальной лист с отожженным цинковым покрытием.
Таблица 1
Тип стали A
Химическая композиция (масс.%)
Примечания
C
Si
Mn
Р
S
Al
N
Ti
Nb
B
Другие
0,0008
0,01
0,15
0,009
0,012
0,041
0,0021
0,025
0,014
-
-
Применимая сталь
B
0,0012
0,01
0,16
0,009
0,012
0,042
0,0023
0,026
0,015
-
-
Применимая сталь
C
0,0024
0,01
0,15
0,009
0,012
0,042
0,0021
0,026
0,014
-
-
Применимая сталь
D
0,0035
0,01
0,15
0,009
0,013
0,043
0,0019
0,025
0,014
-
-
Применимая сталь
Е
0,0180
0,01
0,15
0,009
0,012
0,045
0,0022
0,022
0,015
-
-
Сравнительная сталь
F
0,0015
0,05
0,19
0,008
0,004
0,048
0,0035
-
0,012
-
-
Применимая сталь
G
0,0016
0,06
0,25
0,008
0,005
0,045
0,0033
-
0,011
-
-
Применимая сталь
H
0,0017
0,05
0,43
0,008
0,008
0,0044
0,0032
0,044
-
-
-
Применимая сталь
I
0,0018
0,06
0,35
0,008
0,002
0,041
0,0033
0,045
-
-
-
Применимая сталь
J
0,0019
0,12
0,34
0,008
0,008
0,044
0,0032
0,042
-
0,0003
-
Применимая сталь
К
0,0025
0,11
0,11
0,008
0,008
0,051
0,0033
0,256
-
0,0002
-
Сравнительная сталь
L
0,0024
0,12
0,35
0,008
0,008
0,055
0,0031
-
0,031
0,0003
-
Применимая сталь
M
0,0025
0,13
0,22
0,012
0,008
0,034
0,0016
0,045
0,021
0,0002
Cu: 0,01, Ni: 0,02, Sn: 0,0012
Применимая сталь
N
0,0024
0,04
0,35
0,007
0,008
0,031
0,0014
0,0001
0.0001
-
-
Сравнительная сталь
0
0,0031
0,04
0,22
0,008
0,008
0,0031
0,0015
-
0,033
-
Mo: 0,01, Cr: 0,05
Применимая сталь
Р
0,0029
0,03
0,21
0,007
0,009
0,032
0,0025
-
0,035
-
As: 0,0008, Sb: 0,005, Hf: 0,0011
Применимая сталь
Q
0,0028
0,02
0,33
0,008
0,011
0,067
0,0024
0,034
-
-
Co: 0,0061, Ca: 0,0021
Применимая сталь
R
0,0029
0,03
0,38
0,009
0,011
0,069
0,0025
0,061
-
-
V: 0,01, Mg: 0,0011, W: 0,0015
Применимая сталь
S
0,0021
0,02
0,43
0,013
0,012
0,067
0,0022
0,065
0,021
-
Zr: 0,09, REM: 0,0021, Cs: 0,0015
Применимая сталь
T
0,0022
0„02
0,044
0,014
0,012
0,064
0,0021
0,065
0,022
-
Pb: 0,0012, Ta: 0,014
Применимая сталь
Из каждого из полученных таким образом стальных листов был отобран образец для испытаний. С использованием образца для испытаний были выполнены испытания на растяжение для измерения прочности при растяжении и получен его показатель степени деформационного упрочнения (n-величина).
Кроме того, с помощью просвечивающего электронного микроскопа в каждом из стальных листов были определены, как описано ниже, тип тонкодисперсных карбидов, средний диаметр и объемная доля карбидов, ориентационная зависимость между карбидами и матричным Fe. Результаты расчетов/определений представлены в таблице 2.
(i) Исследование структуры.
Из всех полученных таким образом стальных листов были приготовлены образцы в виде тонкой фольги, которые изучали с помощью просвечивающего электронного микроскопа (TEM) под увеличением в 120000-260000 раз для определения типа, среднего размера и объемной доли тонкодисперсных карбидов, содержащих Nb и/или Ti.
Средний диаметр тонко дисперсных содержащих Nb и/или Ti карбидов определяли наблюдением 50 карбидов в десяти областях под увеличением в 260000 раз для получения изображений результатов наблюдения, оценкой диаметров соответствующих карбидов посредством обработки этих изображений с помощью круговой аппроксимации и вычислением среднего арифметического измеренных таким образом диаметров зерен. Затем на основании данных по диаметрам были вычислены объемы каждого соответствующего карбида и полученные таким образом величины объемов соответствующих карбидов были просуммированы для определения общего объема карбидов в каждой из областей. При этом толщину фольги образца измеряли с помощью присоединенного к просвечивающему электронному микроскопу устройства EELS, а объем области наблюдения рассчитывали из площади данной области и толщины фольги. Объемная доля карбидов в данной области была получена делением общего объема карбидов в области на объем области наблюдения.
Кроме того, по данным дифракции электронов с помощью просвечивающего электронного микроскопа идентифицировался тип тонкодисперсных карбидов. Помимо этого, было проверено, действительно ли грани (001) карбидов Nb и/или Ti являются параллельными грани (001) Fe, а направление <100> этих карбидов параллельно направлению <110> Fe. Значок «о» представляет случаи, когда выполняются условия параллельности и граней (001), и направлений <100>, в то время как «×» представляет случаи, когда по меньшей мере одна из этих двух параллельных зависимостей не выполняется. Результаты представлены в таблице 2. Что касается стального листа №14, то никаких осажденных карбидных фаз в нем обнаружено не было из-за очень низкого содержания Ti и Nb.
(ii) Испытания на растяжение.
Из каждого полученного таким образом стального листа был отобран образец для испытаний на растяжение согласно JIS (японский промышленный стандарт) №5 (JIS Z 2201), который предназначался для растягивания в направлении, параллельном направлению прокатки. Такой образец подвергали испытанию на растяжение согласно предписаниям JIS Z 2241 с целью измерения прочности при растяжении данного исследуемого образца. Кроме того, также анализировали показатель степени деформационного упрочнения (n-величина) при истинной деформации в пределах от 0,05 до 0,25.
В случаях, когда эта n-величина составляла 0,23 или более, образец определялся как демонстрирующий превосходную штампуемость. Полученные результаты представлены в таблице 2.
Таблица 2
№
Тип стали
Условия горячей прокатки
Осажденная фаза карбида
Механические свойства
Примечания
Температура чистовой прокатки (°C)
Температура намотки в рулон (°C)
Средний размер (им)
Объемная доля
Тип карбида
Ориентационная зависимость между карбидом и Fe.
TS (МПа)
Показатель деформационного упрочнения (n-величина)
1
A
910
620
3,3
0,00008
(Ti, Nb)C
о
301
0,28
Р.Ех.
2
B
910
620
3,3
0,00012
(Ti, Nb)C
о
297
0,29
P. Ex.
3
C
910
620
4,3
0,00024
(Ti, Nb)C
о
300
0,28
Р.Ех.
4
D
840
620
5,2
0,00035
(Ti, Nb)C
о
332
0,21
С.Ех.
5
Е
910
600
8,9
0,00180
TiC, те
×
352
0,15
С.Ех.
6
F
930
750
4,2
0,00015
NbC
о
298
0,21
С.Ех.
7
G
930
600
4,1
0,00016
NbC
о
298
0,27
Р.Ех.
8
H
930
680
4,2
0,00017
TiC
×
290
0,24
Р.Ех.
9
I
930
600
4,3
0,00018
TiC
о
301
0,26
Р.Ех.
10
J
930
600
4,2
0,00019
TiC
о
302
0,26
Р.Ех.
11
к
910
800
9^2
0,00025
TiC
×
345
0,19
С.Ех.
12
L
940
680
4,1
0,00024
NbC
×
302
0,24
Р.Ех.
13
М
950
630
3,6
0,00025
(Ti, Nb)C
о
304
0,27
Р.Ех.
14
N
930
740
-
-
-
×
367
0,18
С.Ех.
15
O
930
640
3,2
0,00031
NbC
о
299
0,24
Р.Ех.
16
Р
920
640
3,3
0,00029
NbC
о
298
0,25
Р.Ех.
17
Q
910
640
3,6
0,00028
TiC
о
301
0,24
Р.Ех.
18
R
900
620
3,2
0,00029
TiC
о
300
0,24
Р.Ех.
19
S
900
600
3,5
0,00021
TiC, NbC
о
299
0,26
Р.Ех.
20
T
900
600
3,1
0,00022
TiC, NbC
о
287
0,27
Р.Ех.
"P.Ex" - пример настоящего изобретения;
"С.Ех" - сравнительный пример
Из таблицы 2 видно, что все стальные листы, полученные согласно настоящему изобретению, показали хорошие n-величины (по меньшей мере 0,23), демонстрируя свою превосходную штампуемость.
Применимость в промышленности
Согласно настоящему изобретению оказывается возможным создание стального листа и стального листа с покрытием, штампуемость которого значительно улучшена по сравнению с обычным стальным листом или стальным листом с покрытием, и таким образом обеспечивается превосходный с точки зрения промышленного применения эффект.