ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ
COLD-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF ITS FABRICATION

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
Настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу, имеющему превосходную пригодность к формованию перед горячей штамповкой и/или после горячей штамповки, и к способу его изготовления. Холоднокатаный стальной лист согласно настоящему изобретению включает холоднокатаный стальной лист, гальванизированный погружением холоднокатаный стальной лист, отожженный и гальванизированный холоднокатаный стальной лист, электролитически гальванизированный холоднокатаный стальной лист и алюминированный холоднокатаный стальной лист.
Испрашивается приоритет в соответствии с японской патентной заявкой № 2012-004551, поданной 13 января 2012 г., содержание которой включается в настоящий документ посредством ссылки.
УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
В настоящее время требуется листовая сталь для транспортных средств, обеспечивающая повышенный уровень безопасности при столкновениях и имеющая уменьшенную массу. В настоящее время существует спрос на имеющую повышенную прочность листовую сталь в дополнение к классам листовой стали, у которых прочность составляет 980 МПа (класс 980 МПа и выше) или более и 1180 МПа (класс 1180 МПа и выше) или более, в отношении предела прочности при растяжении. Например, существует спрос на листовую сталь, у которой предел прочности при растяжении составляет более чем 1,5 ГПа. В вышеописанных обстоятельствах горячая штамповка (также называемая терминами «горячее прессование», «закалка в штампе», «закалка под прессом» и подобное) привлекает внимание в качестве способа получения высокой прочности. Горячая штамповка представляет собой способ формования, в котором листовая сталь нагревается при температуре, составляющей 750°C или более, подвергается горячему формованию (обрабатывается) таким образом, чтобы улучшалась пригодность к формованию высокопрочной листовой стали, а затем охлаждается таким образом, чтобы листовая сталь закалилась, и в результате этого получается материал, имеющий желательные качества.
Листовая сталь, содержащая феррит и мартенсит, листовая сталь, содержащая феррит и бейнит, листовая сталь, содержащая остаточный аустенит в структуре и подобное, является известной в качестве листовой стали, одновременно имеющей пригодность к формованию под прессом и высокую прочность. Среди вышеописанных типов листовой стали многофазная листовая сталь, содержащая мартенсит, диспергированный в ферритовой основе (листовая сталь, содержащая феррит и мартенсит, то есть двухфазная (DP) листовая сталь) имеет низкий предел текучести и высокий предел прочности при растяжении, и, кроме того, превосходные характеристики при растяжении.
Однако многофазная листовая сталь имеет неудовлетворительный коэффициент раздачи отверстия, поскольку напряжение концентрируется на межфазной границе между ферритом и мартенситом, и вероятным становится растрескивание, которое начинается от межфазной границы. Кроме того, листовая сталь, содержащая вышеописанное множество фаз, не может относится к классу, в котором предел прочности при растяжении составляет 1,5 ГПа.
Например, патентные документы 1-3 описывают типы многофазной листовой стали, которые представлены выше. Кроме того, патентные документы 4-6 описывают соотношение между твердостью и пригодностью к формованию высокопрочной листовой стали.
Однако даже при наличии этих достижений предшествующего уровня техники оказывается затруднительным удовлетворение существующим в настоящее время требованиям к транспортным средствам, таким как дополнительное уменьшение массы, дополнительное увеличение прочности и более сложные формы деталей.
ДОКУМЕНТЫ ПРЕДШЕСТВУЮЩЕГО УРОВНЯ ТЕХНИКИ
ПАТЕНТНЫЕ ДОКУМЕНТЫ
Патентный документ 1 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № H6-128688
Патентный документ 2 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2000-319756
Патентный документ 3 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2005-120436
Патентный документ 4 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2005-256141
Патентный документ 5 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2001-355044
Патентный документ 6 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № H11-189842.
СУЩНОСТЬ ИЗОБРЕТЕНИЯ
ПРОБЛЕМЫ, РЕШАЕМЫЕ ИЗОБРЕТЕНИЕМ
Настоящее изобретение выполнено в целях решения вышеописанной проблемы. Таким образом, задача настоящего изобретения заключается в том, чтобы предложить холоднокатаный стальной лист, который имеет превосходную пригодность к формованию и является пригодным для одновременного достижения благоприятного коэффициента раздачи отверстия и прочности, а также способа его изготовления. Кроме того, следующая задача настоящего изобретения заключается в том, чтобы предложить холоднокатаный стальной лист, способный обеспечивать прочность, которая составляет 1,5 ГПа или более, предпочтительно 1,8 ГПа или более и предпочтительнее 2,0 ГПа или более после формования путем горячей штамповки, и получение более благоприятного коэффициента раздачи отверстия, а также способа его изготовления.
СРЕДСТВА РЕШЕНИЯ ПРОБЛЕМ
Авторы настоящего изобретения выполнили всесторонние исследования в отношении высокопрочного холоднокатаного стального листа, который обеспечивает прочность перед горячей штамповкой (перед нагреванием в процессе горячей штамповки, включающей нагревание при температуре в интервале от 750°C до 1000°C, обработку и охлаждение) и имеет превосходную пригодность к формованию, в том числе коэффициент раздачи отверстия. Кроме того, авторы настоящего изобретения выполнили всесторонние исследования в отношении холоднокатаного стального листа, который обеспечивает прочность, составляющую 1,5 ГПа или более, предпочтительно 1,8 ГПа или более и предпочтительнее 2,0 ГПа или более после горячей штамповки (после обработки и охлаждения в процессе горячей штамповки) и имеет превосходную пригодность к формованию, в том числе коэффициент раздачи отверстия. В результате было обнаружено, что у холоднокатаного стального листа можно обеспечивать более благоприятную пригодность к формованию, чем когда-либо, и, таким образом, произведение TS×λ предела прочности при растяжении TS и коэффициента раздачи отверстия λ, которое составляет 50000 МПа·% или более, (i) в отношении компонентов стали, устанавливая надлежащее соотношение между содержанием Si, Mn и C, (ii) регулируя относительное содержание феррита и мартенсита на заданных уровнях и (iii) регулируя обжатие при прокатке в процессе холодной прокатки, таким образом, чтобы получать соотношение твердости (разность твердости) мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью толщины листа (центральная часть) листовой стали и распределение твердости мартенсита в центральной части в определенном интервале. Кроме того, было обнаружено, что, когда холоднокатаный стальной лист, получаемый вышеописанным способом, используется для горячей штамповки в определенных условиях, соотношение твердости мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью холоднокатаного стального листа и распределение твердости мартенсита в центральной части толщины листа редко изменяются даже после горячей штамповки, и, таким образом, может быть получен холоднокатаный стальной лист (горячештампованная сталь), имеющий высокую прочность и превосходную пригодность к формованию. Кроме того, было также подтверждено, что подавление сегрегации MnS в центральной части толщины холоднокатаного стального листа оказывается эффективным для улучшения коэффициента раздачи отверстия в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой и в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки.
Кроме того, было также обнаружено, что, в процессе холодной прокатки, для которой используется стан холодной прокатки, имеющий множество клетей, регулирование доли обжатия при холодной прокатке в каждой от наиболее ранней до третьей клети в суммарном обжатии при холодной прокатке (совокупном обжатии при прокатке) в определенном интервале оказывается эффективным для регулирования твердости мартенсита.
На основании вышеописанных наблюдений авторы настоящего изобретения обнаружили разнообразные аспекты настоящего изобретения, которые описаны ниже. Кроме того, было обнаружено, что данные эффекты не ухудшаются даже в том случае, когда в отношении к холоднокатаному стальному листу осуществляются гальванизацию погружением, гальванизацию с отжигом, электролитическую гальванизацию и алюминирование.
(1) Таким образом, согласно первому аспекту настоящего изобретения, предлагается холоднокатаный стальной лист, содержащий (мас. %): C: от более чем 0,150% до 0,300%, Si: от 0,010% до 1,000%, Mn: от 1,50% до 2,70%, P: от 0,001% до 0,060%, S: от 0,001% до 0,010%, N: от 0,0005% до 0,0100% и Al: от 0,010% до 0,050%, и необязательно содержащий один или несколько из следующих элементов: B: от 0,0005% до 0,0020%, Mo: от 0,01% до 0,50%, Cr: от 0,01% до 0,50%, V: от 0,001% до 0,100%, Ti: от 0,001% до 0,100%, Nb: от 0,001% до 0,050%, Ni: от 0,01% до 1,00%, Cu: от 0,01% до 1,00%, Ca: от 0,0005% до 0,0050% и РЗМ: от 0,0005% до 0,0050%, и остальная масса представляет собой Fe и неизбежные примеси, причем, когда содержание C, содержание Si и содержание Mn, соответственно, представляют собой [C], [Si] и [Mn], выраженные в массовых процентах, выполняется следующее соотношение (1), металлографическая структура содержит, по относительной площади, от 40% до 90% феррита и от 10% до 60% мартенсита, дополнительно содержит одну или несколько из следующих фаз: 10% или менее перлита по относительной площади, 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему, и 20% или менее бейнита по относительной площади, твердость мартенсита, измеряемая с использованием наноиндентора, удовлетворяет следующим соотношениям (2a) и (3a), и произведение TS×λ предела прочности при растяжении TS и коэффициента раздачи отверстия λ составляет 50000 МПа·% или более.
Здесь H10 представляет собой среднюю твердость мартенсита в поверхностной части холоднокатаного стального листа, H20 представляет собой среднюю твердость мартенсита в центральной части толщины листа, которая занимает интервал ±100 мкм от центра толщины холоднокатаного стального листа в направлении толщины, и σHM0 представляет собой изменение твердости мартенсита, присутствующего в интервале ±100 мкм от центральной части толщины листа в направлении толщины.
(2) У холоднокатаного стального листа согласно представленному выше п. (1), относительная площадь MnS, который присутствует в металлографической структуре и имеет диаметр эквивалентного по площади круга в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм может составлять 0,01% или менее, и может выполняться следующее соотношение 4a:
2
2
Здесь n10 представляет собой среднечисленную плотность MnS на 10000 мкм на четверти толщины холоднокатаного стального листа, и n20 представляет собой среднечисленную плотность MnS на 10000 мкм в центральной части толщины листа.
(3) У холоднокатаного стального листа согласно представленному выше п. (1), который после горячей штамповки, включающей нагревание при температуре в интервале от 750°C до 1000°C, подвергается дополнительной обработке и охлаждению, твердость мартенсита, измеряемая с использованием наноиндентора, можно удовлетворять следующим соотношениям (2b) и (3b), металлографическая структура может содержать 80% или более мартенсита по относительной площади, и необязательно содержать дополнительно одну или несколько из следующих фаз: 10% или менее перлита по относительной площади, 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему, менее чем 20% феррита и менее чем 20% бейнита по относительной площади, и произведение TS×λ предела прочности при растяжении TS и коэффициента раздачи отверстия λ может составлять 50000 МПа·% или более.
Здесь H2 представляет собой среднюю твердость мартенсита в поверхностной части после горячей штамповки, H2 представляет собой среднюю твердость мартенсита в центральной части толщины листа после горячей штамповки, и σHM представляет собой изменение твердости мартенсита, присутствующего в центральной части толщины листа после горячей штамповки.
(4) У холоднокатаного стального листа согласно представленному выше п. (3), относительная площадь MnS, который присутствует в металлографической структуре и имеет диаметр эквивалентного по площади круга в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм может составлять 0,01% или менее, и может выполняться следующее соотношение (4b):
2
2
Здесь n1 представляет собой среднечисленную плотность MnS на 10000 мкм на четверти толщины листа в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки, и n2 представляет собой среднечисленную плотность MnS на 10000 мкм в центральной части толщины листа после горячей штамповки.
(5) У холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше пп. (1)-(4), нанесенный полученный гальванизацией погружением слой может дополнительно быть сформирован на поверхности холоднокатаного стального листа.
(6) У холоднокатаного стального листа согласно представленному выше п. (5), полученный гальванизацией погружением слой может включать отожженный цинковый слой.
(7) У холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше п.п. (1)-(4), полученный электролитической гальванизацией слой может дополнительно быть сформирован на поверхности холоднокатаного стального листа.
(8) У холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше пп. (1)-(4), алюминиевый слой может дополнительно быть сформирован на поверхности холоднокатаного стального листа.
(9) Согласно следующему аспекту настоящего изобретения, предлагается способ изготовления холоднокатаного стального листа, включающий процесс литья расплавленной стали, имеющей химический состав, описанный в приведенном выше п. (1), и изготовление стали; процесс нагревания стали; процесс горячей прокатки стали с использованием стана горячей прокатки, имеющего множество клетей; процесс сматывания стали после процесса горячей прокатки; процесс травления стали после процесса сматывания; процесс холодной прокатки стали после процесса травления с использованием стана холодной прокатки, имеющего множество клетей в условиях, в которых выполняется следующее соотношение (5); процесс отжига с нагреванием при температуре в интервале от 700°C до 850°C и охлаждение стали после процесса холодной прокатки; и процесс дрессировки стали после процесса отжига.
Здесь ri представляет собой индивидуальное целевое обжатие при холодной прокатке в клети № i, считая от наиболее ранней клети среди множества клетей, в процессе холодной прокатки, выраженную в процентах, где i составляет 1, 2 или 3, и r представляет собой суммарное обжатие, получаемое в процессе холодной прокатке и выраженное в процентах.
(10) В способе изготовления холоднокатаного стального листа согласно представленному выше п. (9), когда температура сматывания в процессе сматывания представляет собой CT и выражается в °C; и содержание C, содержание Mn, содержание Si и содержание Mo стали, соответственно, представляют собой [C], [Mn], [Si] и [Mo], выраженные в массовых процентах, может выполняться следующее соотношение (6):
(11) В способе изготовления холоднокатаного стального листа согласно представленному выше п. (9) или (10), когда температура нагревания в процессе нагревания представляет собой T и выражается в °C, продолжительность нагревания в печи представляет собой t и выражается в минутах; и содержание Mn и содержание S в стали, соответственно, представляют собой [Mn] и [S], выраженные в массовых процентах; может выполняться следующее соотношение (7):
(12) В способе изготовления холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше п.п. (9)-(11), процесс гальванизации стали погружением можно дополнительно включать между процессом отжига и процессом дрессировки.
(13) В способе изготовления холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше пп. (9)-(12), процесс обработки стали путем легирования можно дополнительно включать между процессом гальванизации погружением и процессом дрессировки.
(14) В способе изготовления холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше пп. (9)-(11), процесс электролитической гальванизации стали можно дополнительно включать после процесса дрессировки.
(15) В способе изготовления холоднокатаного стального листа согласно любому из приведенных выше пп. (9)-(11), процесс алюминирования стали можно дополнительно включать между процессом отжига и процессом дрессировки.
ЭФФЕКТЫ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Согласно настоящего изобретения, поскольку устанавливается надлежащее соотношение содержания C, содержания Mn и содержания Si, и мартенситу придается надлежащая твердость, измеряемая с использованием наноиндентора, оказывается возможным получение холоднокатаного стального листа, имеющего благоприятный коэффициент раздачи отверстия. Кроме того, оказывается возможным получение холоднокатаного стального листа, имеющего благоприятный коэффициент раздачи отверстия даже после горячей штамповки.
При этом холоднокатаный стальной лист согласно представленным выше пп. (1)-(8) и горячештампованная сталь, изготовленная с использованием холоднокатаного стального листа согласно представленным выше пп. (9)-(15), имеют превосходную пригодность к формованию.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
ФИГ. 1 представляет график, иллюстрирующий соотношение между (5×[Si]+[Mn])/[C] и TS×λ.
Фиг. 2A представляет график, иллюстрирующий обоснование для соотношений (2a), (2b), (3a) и (3b), причем данный график иллюстрирует соотношение между H20/H10 и σHM0 холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и соотношение между H2/H1 и σHM холоднокатаного стального листа после горячей штамповки.
Фиг. 2B представляет график, иллюстрирующий обоснование для соотношений (3a) и (3b), причем данный график иллюстрирует соотношение между σHM0 перед горячей штамповкой и σHM после горячей штамповки, и TS×λ.
Фиг. 3 представляет график, иллюстрирующий соотношение между n20/n10 холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и n2/n1 холоднокатаного стального листа после горячей штамповки, и TS×λ, а также иллюстрирующий обоснование для соотношений (4a) и (4b).
Фиг. 4 представляет график, иллюстрирующий соотношение между 1,5×r1/r+1,2×r2/2+r3/r и H20/H10 холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и H2/H1 после горячей штамповки, а также иллюстрирующий обоснование для соотношения (5).
Фиг. 5A представляет график, иллюстрирующий взаимосвязь между соотношением (6) и долей мартенсита.
Фиг. 5B представляет график, иллюстрирующий взаимосвязь между соотношением (6) и долей перлита.
Фиг. 6 представляет график, иллюстрирующий соотношение между T×ln(t)/(1,7×[Mn]+[S]) и TS×λ, а также иллюстрирующий обоснование для соотношения (7).
Фиг. 7 представляет вид в перспективе горячештампованной стали (холоднокатаного стального листа после горячей штамповки), используемый в примере.
Фиг. 8 представляет технологическую схему, иллюстрирующую способ изготовления холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления настоящего изобретения.
ВАРИАНТЫ ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Как описано выше, важно установить надлежащее соотношение между содержанием Si, Mn и C и, кроме того, придать надлежащую твердость мартенситу в заданных частях листовой стали, чтобы улучшить коэффициент раздачи отверстия. Таким образом, до настоящего времени не были проведены исследования в связи с соотношением между пригодностью к формованию холоднокатаного стального листа и твердостью мартенсита до и после горячей штамповки.
Далее вариант осуществления настоящего изобретения будет описан более подробно.
Сначала будет описан холоднокатаный стальной лист согласно варианту осуществления настоящего изобретения и причины ограничения химических компонентов стали, используемой для изготовления холоднокатаного стального листа. Далее проценты при описании содержания каждого компонента означают массовые проценты.
При этом, согласно варианту осуществления настоящего изобретения, в целях удобства, холоднокатаный стальной лист, который не был подвергнут горячей штамповке, называется просто терминами «»холоднокатаный стальной лист», «холоднокатаный стальной лист перед горячей штамповкой» или «холоднокатаный стальной лист согласно варианту осуществления», а холоднокатаный стальной лист, который был подвергнут горячей штамповке (обработан в процессе горячей штамповки) будет называться терминами «холоднокатаный стальной лист после горячей штамповки» или «холоднокатаный стальной лист после горячей штамповки согласно варианту осуществления».
C: от более чем 0,150% до 0,300%
Углерод представляет собой важный элемент, который упрочняет феррит и мартенсит и увеличивает прочность стали. Однако когда содержание C составляет 0,150% или менее, не может быть получено достаточное количество мартенсита, и оказывается невозможным достаточное увеличение прочности. С другой стороны, когда содержание C превышает 0,300%, растяжимость или коэффициент раздачи отверстия в значительной степени ухудшается. Таким образом, интервал содержания C устанавливается на уровне, составляющем 0,150% или более и 0,300% или менее.
Si: от 0,010% до 1,000%
Кремний представляет собой важный элемент, который подавляет образование вредного карбида и получение множества фаз, включающих главным образом феррит и мартенсит. Однако когда содержание Si превышает 1,000%, растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается, и способность к химической конверсии также ухудшается. Таким образом, содержание Si устанавливается на уровне, составляющем 1,000% или менее. Кроме того, Si добавляется для раскисления, но эффект раскисления не является достаточным при содержании Si, составляющем менее чем 0,010%. Таким образом, содержание Si устанавливается на уровне, составляющем 0,010% или более.
Al: от 0,010% до 0,050%
Алюминий представляет собой важный элемент, который используется как раскислитель. Для получения эффекта раскисления количество Al устанавливается на уровне, составляющем 0,010% или более. С другой стороны, даже в том случае, когда Al добавляется в чрезмерном количестве, вышеописанный эффект насыщается, и, наоборот, сталь становится хрупкой, и TS×λ уменьшается. Таким образом, количество Al устанавливается в интервале от 0,010% до 0,050%.
Mn: от 1,50% до 2,70%
Марганец представляет собой важный элемент, чтобы улучшать закаливаемость и упрочнять сталь. Однако, когда содержание Mn составляет менее чем 1,50%, оказывается невозможным достаточное увеличение прочности. С другой стороны, когда содержание Mn превышает 2,70%, закаливаемость становится избыточный, и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Таким образом, содержание Mn устанавливается на уровне, составляющем 1,50% до 2,70%. В том случае, когда требуется более высокая растяжимость, содержание Mn желательно устанавливается на уровне, составляющем 2,00% или менее.
P: от 0,001% до 0,060%
При большом содержании фосфор сегрегируется на границах зерен, и ухудшается локальная растяжимость и свариваемость. Таким образом, содержание P устанавливается на уровне, составляющем 0,060% или менее. Содержание P желательно является меньшим, но предельное уменьшение содержания P приводит к увеличению стоимости рафинирования, и, таким образом, содержание P желательно устанавливается на уровне, составляющем 0,001% или более.
S: от 0,001% до 0,010%
Сера представляет собой элемент, который образует MnS и в значительной степени ухудшает локальную растяжимость или свариваемость. Таким образом, верхний предел содержания S устанавливается на уровне, составляющем 0,010%. Кроме того, содержание S желательно является меньшим; однако вследствие проблемы стоимости рафинирования, нижний предел содержания S желательно устанавливается на уровне, составляющем 0,001%.
N: от 0,0005% до 0,0100%
Азот представляет собой важный элемент, который осаждается в форме AlN и подобного и уменьшает размер кристаллических зерен. Однако когда содержание N превышает 0,0100%, остается твердый раствор азота, и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Таким образом, содержание N устанавливается на уровне, составляющем 0,0100% или менее. При этом содержание N желательно является меньшим; однако вследствие проблемы стоимости рафинирования, нижний предел содержания N желательно устанавливается на уровне, составляющем 0,0005%.
Холоднокатаный стальной лист согласно варианту осуществления имеет основной состав, содержащий вышеописанные компоненты, и остальное составляют железо и неизбежные примеси, но могут дополнительно содержатся один или несколько элементов, таких как Nb, Ti, V, Mo, Cr, Ca, РЗМ (редкоземельные металлы), Cu, Ni и B в качестве элементов, которые до настоящего времени использовались в количествах, составляющих описанный ниже верхний предел или менее, чтобы улучшать прочность, регулировать форму сульфида или оксида, и подобное. Вышеописанные химические элементы не всегда добавляются в листовую сталь, и, таким образом, их нижний предел составляет 0%.
Ниобий, титан и ванадий представляют собой элементы, которые осаждаются в форме тонкодисперсных карбонитридов и упрочняют сталь. Кроме того, молибден и хром представляют собой элементы, которые улучшать закаливаемость и упрочняют сталь. Для получения вышеописанных эффектов оказывается желательным содержание 0,001% или более Nb, 0,001% или более Ti, 0,001% или более V, 0,01% или более Mo и 0,01% или более Cr. Однако в том случае, когда содержится более чем 0,050% Nb, более чем 0,100% Ti, более чем 0,100% V, более чем 0,50% Mo и более чем 0,50% Cr, эффект увеличения прочности насыщается, и вызывается ухудшение растяжимости или коэффициента раздачи отверстия. Таким образом, верхние пределы Nb, Ti, V, Mo и Cr устанавливаются на уровне 0,050%, 0,100%, 0,100%, 0,50% и 0,50%, соответственно.
В стали может дополнительно содержаться Ca, составляющий от 0,0005% до 0,0050%. Кальций регулирует форму сульфида или оксида и улучшает локальную растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. Для получения вышеописанного эффекта оказывается желательным содержание 0,0005% или более Ca. Однако когда присутствует избыточное содержание Ca, пригодность к обработке ухудшается, и, таким образом, верхний предел содержания Ca устанавливается на уровне, составляющем 0,0050%. По такой же причине, нижний предел устанавливается на уровне, составляющем 0,0005%, и верхний предел содержания редкоземельных металлов (РЗМ) устанавливается на уровне, составляющем 0,0050%.
В стали может дополнительно содержаться Cu в интервале от 0,01% до 1,00%, Ni в интервале от 0,01% до 1,00% и B в интервале от 0,0005% до 0,0020%. Вышеописанные элементы также могут улучшать закаливаемость и увеличивать прочность стали. Однако для получения вышеописанного эффекта оказывается желательным содержание 0,01% или более Cu, 0,01% или более Ni и 0,0005% или более B. При вышеописанных или меньших количествах является малым эффект упрочнения стали. С другой стороны, даже в том случае, когда добавляется более чем 1,00% Cu, более чем 1,00% Ni и более чем 0,0020% B, эффект увеличения прочности насыщается, и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Таким образом, верхние пределы содержания Cu, количество Ni и количество B устанавливаются на уровне 1,00%, 1,00% и 0,0020%, соответственно.
В том случае, когда сталь содержит B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca и РЗМ, сталь содержит, по меньшей мере, один из этих элементов. Остальную массу стали составляют железо и неизбежные примеси. В стали могут дополнительно содержаться элементы, которые не представляют собой вышеописанные элементы (например, Sn, As и т.п.) в качестве неизбежных примесей при том условии, что не ухудшаются характеристики. Если в стали содержатся B, Mo, Cr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Ca и РЗМ в количествах, составляющих менее чем вышеописанные нижние пределы, они рассматриваются в качестве неизбежных примесей.
При этом, поскольку не происходит никакого изменения химического состава даже после горячей штамповки, химический состав листовой стали по-прежнему удовлетворяет вышеописанным интервалам даже и после горячей штамповки.
Кроме того, в холоднокатаном стальном листе согласно варианту осуществления и холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки согласно варианту осуществления, когда содержание C (мас. %), содержание Si (мас. %) и содержание Mn (мас. %) представляют собой [C], [Si] и [Mn] соответственно, оказывается важным, что выполняется следующее соотношение (1), чтобы получался достаточный коэффициент раздачи отверстия, как проиллюстрировано на Фиг. 1.
Когда значение (5×[Si]+[Mn])/[C] составляет 10 или менее, TS×λ становится равным менее чем 50000 МПа·%, и оказывается невозможным получение достаточного коэффициента раздачи отверстия. Это объясняется тем, что, когда содержание C является высоким, твердость твердой фазы становится чрезмерно высокой, разность между ней и твердостью мягкой фазы становится значительной, и, таким образом, значение  ухудшается, а когда содержание Si или содержание Mn является низким, TS также становится низким. Таким образом, необходимо регулировать баланс между количествами соответствующих элементов помимо содержания данных элементов в вышеописанных интервалах. Значение (5×[Si]+[Mn])/[C] не изменяется в результате прокатки или горячей штамповки. Однако даже в том случае, когда выполняется соотношение (5×[Si]+[Mn])/[C]>10, в том случае, когда описанное ниже соотношение твердости мартенсита (H20/H10, H2/H1) или изменение твердости мартенсита (σHM0, σHM) не удовлетворяет данным условиям, достаточный коэффициент раздачи отверстия не может быть получен в холоднокатаном стальном листе или холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки.
Далее будет описана причина ограничения металлографической структуры холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления и холоднокатаного стального листа после горячей штамповки согласно варианту осуществления.
Как правило, в холоднокатаном стальном листе, имеющем металлографическую структуру, которая содержит, главным образом, феррит и мартенсит, компонент, определяющий пригодность к формованию, в том числе коэффициент раздачи отверстия, представляет собой мартенсит, а не феррит. Авторы настоящего изобретения выполнили всесторонние исследования соотношения, в котором находятся твердость мартенсита и пригодность к формованию, в том числе растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. В результате было обнаружено, что, как проиллюстрировано на Фиг. 2A и 2B, пригодность к формованию, то есть растяжимость или коэффициент раздачи отверстия приобретает благоприятное значение при том условии, что соотношение твердости (разность твердости) мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью толщины листа и распределение твердости мартенсита в центральной части толщины листа находятся в заданном состоянии в исходном холоднокатаном стальном листе и в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки. Кроме того, было обнаружено, что соотношение твердости мартенсита и распределение твердости мартенсита в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой редко изменялись в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки, который получали посредством осуществления закалки в процессе горячей штамповки холоднокатаного стального листа, имеющего благоприятную пригодность к формованию, и, следовательно, оказывалась благоприятной пригодность к формованию, в том числе растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. Это объясняется тем, что распределение твердости мартенсита, образующееся в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой, по-прежнему имеет значительный эффект даже после горячей штамповки. Как считается, это обусловлено, в частности, тем, что легирующие элементы, сконцентрированные в центральной части толщины листа, по-прежнему остаются в центральной части толщины листа в концентрированном состоянии даже после горячей штамповки. Таким образом, в том случае, когда соотношение твердости мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью толщины листа является большим, или в том случае, в котором изменение твердости мартенсита в центральной части толщины листа является большой, получаются одинаковое соотношение твердости и одинаковое изменение даже после горячей штамповки.
Кроме того, в отношении измерения твердости мартенсита, которую измеряли при увеличении в 1000 раз с использованием наноиндентора, изготовленного компанией Hysitron Corporation, авторы настоящего изобретения обнаружили, что в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой пригодность к формованию оказалась улучшенной вследствие выполнения следующих соотношений (2a) и (3a). Кроме того, что касается вышеописанных соотношений, авторы настоящего изобретения обнаружили, что у холоднокатаного стального листа после горячей штамповки, аналогичным образом, пригодность к формованию оказалась улучшенной вследствие выполнения следующих соотношений (2b) и (3b).
Здесь H10 представляет собой твердость мартенсита в поверхностной части толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой, которая составляет 200 мкм или менее от наиболее внешнего слоя в направлении толщины. H20 представляет собой твердость мартенсита в центральной части толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой, то есть мартенсита в интервале ±100 мкм от середины толщины листа в направлении толщины. σHM0 представляет собой изменение твердости мартенсита, присутствующего в интервале ±100 мкм от середины толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой в направлении толщины.
Кроме того, H1 представляет собой твердость мартенсита в поверхностной части толщины холоднокатаного стального листа после горячей штамповки, которая составляет 200 мкм или менее от наиболее внешнего слоя в направлении толщины. H2 представляет собой твердость мартенсита в центральной части толщины холоднокатаного стального листа после горячей штамповки, то есть мартенсита в интервале ±100 мкм от середины толщины листа в направлении толщины. σHM представляет собой изменение твердости мартенсита, присутствующего в интервале ±100 мкм от середины толщины холоднокатаного стального листа после горячей штамповки в направлении толщины.
Твердость измеряли в 300 точках для каждого случая. Интервал ±100 мкм от середины толщины листа в направлении толщины представляет собой интервал, имеющий середину в середине толщины листа и имеющий размер, составляющий 200 мкм в направлении толщины.
Кроме того, изменение твердости σHM0 или σHM получается с использованием следующего соотношения (8) и показывает распределение твердости мартенсита. При этом σHM в данном соотношении представляет собой σHM0 и выражается как σHM.
Соотношение 1
ave
i
Величина x представляет собой среднее значение измеряемой твердости мартенсита, и x представляет собой твердость мартенсита в измерении № i. При этом данное соотношение по-прежнему выполняется даже в том случае, когда вместо σHM используется σHM0.
Фиг. 2A иллюстрирует соотношения между твердостью мартенсита в поверхностной части и твердостью мартенсита в центральной части толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и холоднокатаного стального листа после горячей штамповки. Кроме того, Фиг. 2B в совокупности иллюстрирует изменение s твердости мартенсита, присутствующего в интервале ±100 мкм от середины толщины листа в направлении толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и холоднокатаного стального листа после горячей штамповки. Как проиллюстрировано на Фиг. 2A и 2B, соотношение твердости холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и соотношение твердости холоднокатаного стального листа после горячей штамповки являются почти одинаковыми. Кроме того, изменение s твердости мартенсита в центральной части толщины листа также является почти одинаковым в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой и в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки. Таким образом, обнаружено, что пригодность к формованию холоднокатаного стального листа после горячей штамповки является такой же превосходной, как пригодность к формованию холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой.
Значение H20/H10 или H2/H1, которое составляет 1,10 или более, показывает, что в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой или в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки, твердость мартенсита в центральной части толщины листа превышает в 1,10 или большее число раз твердость мартенсита в поверхностной части толщины листа. Таким образом, данное значение показывает, что твердость в центральной части толщины листа становится чрезмерно высокой. Как проиллюстрировано на Фиг. 2A, когда H20/H10 составляет 1,10 или более, σHM0 увеличивается до 20 или более, и, когда H2/H1 составляет 1,10 или более, σHM увеличивается до 20 или более. В данном случае TS×λ. становится равным менее чем 50000 МПа·%, и достаточная пригодность к формованию не обеспечивается ни перед закалкой (то есть перед горячей штамповкой), ни после закалки (то есть после горячей штамповки). Кроме того, теоретически, имеет место случай, в котором нижние пределы H20/H10 и H2/H1 являются одинаковыми в центральной части толщины листа и в поверхностной части толщины листа при том условии, что не осуществляется никакая специальная термическая обработка; однако в фактическом производственном процессе учитывается производительность, и нижние пределы, снижаются, например, приблизительно до 1,005.
Изменение σHM0 или σHM, которое составляет 20 или более, показывает, что в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой и в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки, существует большая неоднородность твердости мартенсита, и существуют локальные части, имеющие чрезмерно высокую твердость. В данном случае TS×λ становится равным менее чем 50000 МПа•%, и не обеспечивается достаточная пригодность к формованию.
Далее будет описана металлографическая структура холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления (перед горячей штамповкой) и холоднокатаного стального листа после горячей штамповки согласно варианту осуществления.
В металлографической структуре холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления относительная площадь феррита находится в интервале от 40% до 90%. Когда относительная площадь феррита составляет менее чем 40%, прочность становится чрезмерно высокой даже перед горячей штамповкой, таким образом, что имеет место случай, в котором форма листовой стали ухудшается, или становится затруднительным вырезание образца. Таким образом, относительная площадь феррита устанавливается на уровне, составляющем 40% или более. С другой стороны, в холоднокатаном стальном листе согласно варианту осуществления, поскольку добавляются в больших количествах легирующие элементы, оказывается затруднительным установление относительной площади феррита на уровне, составляющем более чем 90%. Металлографическая структура содержит не только феррит, но также мартенсит, и относительная площадь мартенсита находится в интервале от 10% до 60%. Суммарная относительная площадь феррита и относительная площадь мартенсита желательно составляет от 60% или более. В металлографической структуре могут дополнительно содержаться одна или несколько из следующих фаз: перлит, бейнит и остаточный аустенит. Однако когда остаточный аустенит присутствует в металлографической структуре, характеристики хрупкости при вторичной обработке и замедленного разрушения, вероятно, ухудшаются, и, таким образом, оказывается предпочтительным, что в металлографической структуре практически не содержится остаточный аустенит. Однако неизбежно остаточный аустенит может содержаться, составляя по относительному объему 5% или менее. Поскольку перлит представляет собой твердую и хрупкую структуру, в металлографической структура предпочтительно не содержится перлит; однако неизбежно перлит может содержаться, составляя по относительной площади вплоть до 10%. Бейнит представляет собой структуру, которая может образовываться как остаточная структура, и данная структура является средней в отношении прочности или пригодности к формованию. Отсутствие бейнита не создает какого-либо различия, но металлографическая структура может содержать вплоть до 20% бейнита по относительной площади. Согласно варианту осуществления, что касается металлографической структуры, феррит, бейнит и перлит наблюдали посредством травления спиртовым раствором азотной кислоты, и мартенсит наблюдали посредством травления водным раствором метабисульфита натрия и спиртовым раствором пикриновой кислоты. Все структуры наблюдали на четверти толщины листа при увеличении в 1000 раз с использованием оптического микроскопа. В случае остаточного аустенита объемное относительное содержание измеряли с использованием рентгеновского дифрактометра после шлифования листовой стали вглубь вплоть до положения на четверти толщины.
В металлографической структуре холоднокатаного стального листа после горячей штамповки согласно варианту осуществления относительная площадь мартенсита составляет 80% или более. Когда относительная площадь мартенсита составляет менее чем 80%, достаточная прочность, требуемая для современной горячештампованной стали (например, класса 1,5 ГПа или выше), не может быть получена. Таким образом, относительная площадь мартенсита желательно устанавливается на уровне, составляющем 80% или более. Все или основные части металлографической структуры холоднокатаного стального листа после горячей штамповки занимает мартенсит, но имеет место случай, в котором полученная металлографическая структура содержит одну или несколько из следующих фаз: 10% или менее перлита по относительной площади, 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему, менее чем 20% феррита по относительной площади и менее чем 20% бейнита по относительной площади. Содержание присутствующего феррита находится в интервале от 0% до менее чем 20% в зависимости от условий горячей штамповки, и не существует проблемы прочности после горячей штамповки при том условии, что содержание феррита находится в вышеописанном интервале. Кроме того, когда остаточный аустенит присутствует в металлографической структуре, хрупкость при вторичной обработке и характеристики замедленного разрушения, вероятно, ухудшаются. Таким образом, оказывается предпочтительным, что в металлографической структуре практически не содержится остаточный аустенит; однако неизбежно остаточный аустенит можно содержаться, составляя по относительному объему 5% или менее. Поскольку перлит представляет собой твердую и хрупкую структуру, в металлографической структуре предпочтительно не содержится перлит; однако неизбежно перлит можно содержаться, составляя по относительной площади вплоть до 10%.
По такой же причине, металлографическая структура может содержать вплоть до 20% бейнита по относительной площади. Аналогично случаю холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой, металлографические структуры наблюдали на четверти толщины листа при увеличении в 1000 раз с использованием оптического микроскопа после осуществления травления спиртовым раствором азотной кислоты для феррита, бейнита и перлита и после осуществления травления водным раствором метабисульфита натрия и спиртовым раствором пикриновой кислоты для мартенсита. В случае остаточного аустенита объемное относительное содержание измеряли с использованием рентгеновского дифрактометра после шлифования листовой стали вглубь вплоть до положения на четверти толщины.
При этом горячую штамповку можно осуществлять согласно традиционному способу, который, например, может включать нагревание при температуре в интервале от 750°C до 1000°C, обработку и охлаждение.
2
Согласно варианту осуществления, определяется твердость мартенсита, измеряемая в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой и в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки с использованием наноиндентора при увеличении в 1000 раз (индентометрическая твердость (ГПа или Н/мм) или значение твердости по Виккерсу (Hv), пересчитанное из индентометрической твердости). В процессе обычного исследования твердости по Виккерсу (Vickers), образуется большее углубление, чем в случае мартенсита. Таким образом, может быть получена макроскопическая твердость мартенсита и его периферических структур (феррит и т.п.), но оказывается невозможным определение твердости самого мартенсита. Поскольку на пригодность к формованию, в том числе на коэффициент раздачи отверстия в значительной степени влияет твердость самого мартенсита, оказывается затруднительной достаточная оценка пригодности к формованию с использованием только твердости по Виккерсу. С другой стороны, согласно варианту осуществления, поскольку соотношение твердости и изменчивости состояние мартенсита, измеряемое с использованием наноиндентора, регулируется в пределах надлежащего интервала, и оказывается возможным получение максимально благоприятной пригодности к формованию.
MnS наблюдали в положении на четверти толщины (в положении на четверти толщины листа вглубь от поверхности) и в центральной части толщины холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления. В результате было обнаружено, что относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находился в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, составлял 0,01% или менее, и, как проиллюстрировано на Фиг. 3, оказывается предпочтительным, когда выполняется следующее соотношение (4a), чтобы благоприятно и устойчиво выполнялось соотношение TS×λ≥50000 МПа·%. Как считается, это обусловлено тем, что, когда MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм, присутствует при исследовании коэффициента раздачи отверстия, напряжения концентрируются вокруг MnS, и, таким образом, становится вероятным возникновение растрескивания. Причина, по которой не учитывается MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет менее чем 0,1 мкм, заключается в том, что такой MnS производит незначительное воздействие на концентрацию напряжений. С другой стороны, MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет более чем 10 мкм, является избыточным, и, таким образом, неподходящим для обработки. Кроме того, когда относительная площадь MnS в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм превышает 0,01%, становится легким образование трещин вследствие того, что распространяется концентрация напряжений. Таким образом, это тот случай, в котором коэффициент раздачи отверстия ухудшается.
2
2
Здесь n10 представляет собой среднечисленную плотность (число частиц на 10000 мкм) MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находился в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, на единицу площади (10000 мкм) на четверти толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой. Значение n20 представляет собой численную плотность (среднечисленную плотность) MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находился в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, на единицу площади в центральной части толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой.
Кроме того, авторы настоящего изобретения наблюдали MnS в положении на четверти толщины (в положении на четверти толщины листа вглубь от поверхности) и в центральной части толщины холоднокатаного стального листа после горячей штамповки согласно варианту осуществления. В результате было обнаружено, что, аналогично холоднокатаному стальному листу перед горячей штамповкой, относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находился в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, составляла 0,01% или менее, и, как проиллюстрировано на Фиг. 3, оказывается предпочтительным, когда выполняется следующее соотношение (4b), чтобы соотношение TS×λ≥50000 МПа·% выполнялось благоприятно и устойчиво.
Здесь n1 представляет собой среднечисленную плотность MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находится в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, на единицу площади на четверти толщины холоднокатаного стального листа после горячей штамповки. Значение n2 представляет собой численную плотность (среднечисленную плотность) MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находился в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, на единицу площади в центральной части толщины листа холоднокатаного стального листа после горячей штамповки.
Когда относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга находился в интервале от 0,1 мкм до 10 мкм, составляет более чем 0,01%, как описано выше, пригодность к формованию, вероятно, ухудшается вследствие концентрации напряжений. Нижний предел относительной площади MnS не ограничивается определенным образом, но 0,0001% или более MnS может присутствовать вследствие ограничения описанного ниже способа измерения, увеличения и поля зрения, мощности десульфирующей обработки и первоначального содержания Mn или S.
С другой стороны, значение n20/n10 или n2/n1, которое составляет 1,5 или более, показывает, что среднечисленная плотность MnS в центральной части толщины холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой или холоднокатаного стального листа после горячей штамповки превышает в 1,5 раза или более среднечисленную плотность MnS на четверти толщины листа. В данном случае пригодность к формованию, вероятно, ухудшается вследствие сегрегации MnS в центральной части толщины листа.
2
2
2
Согласно варианту осуществления, диаметр эквивалентного по площади круга и среднечисленную плотность MnS измеряли, используя полевой эмиссионный сканирующий электронный микроскоп (Fe-SEM), изготовленный компанией JEOL Ltd., с применением 1000-кратного увеличения, и измеряемая область поля зрения составляла 0,12×0,09 мм (=10800 мкм~10000 мкм). Наблюдение осуществляли в десяти полях зрения в положении на четверти толщины листа вглубь от поверхности (на четверти толщины листа) и в десяти полях зрения в центральной части толщины листа. Относительную площадь MnS вычисляли с использованием программного обеспечения для анализа частиц. Согласно варианту осуществления, MnS наблюдали в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой и в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки, частицы MnS в холоднокатаном стальном листе после горячей штамповки редко отличались (по форме и числу) от частиц MnS в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой. Фиг. 3 представляет изображение, иллюстрирующее соотношение между n20/n10 холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и n2/n1 холоднокатаного стального листа после горячей штамповки и TS*L Обнаружено, что n20/n10 холоднокатаного стального листа перед горячей штамповкой и n2/n1 холоднокатаного стального листа после горячей штамповки почти совпадают. Это объясняется тем, что частицы MnS не изменяются при температуре нагревания в процессе обычной горячей штамповки.
Холоднокатаный стальной лист согласно варианту осуществления имеет превосходную пригодность к формованию. Кроме того, холоднокатаный стальной лист после горячей штамповки, получаемый посредством осуществления горячей штамповки вышеописанного холоднокатаного стального листа, имеет предел прочности при растяжении в интервале от 1500 МПа (1,5 ГПа) до 2200 МПа и проявляет превосходную пригодность к формованию. Значительный эффект, который улучшает пригодность к формованию по сравнению с холоднокатаной листовой сталью согласно предшествующему уровню техники, достигается, в частности, при высокой прочности, составляющей приблизительно от 1800 МПа до 2000 МПа.
Оказывается предпочтительным, когда осуществляется цинкование, например, гальванизацию погружением, гальванизация и отжиг, электролитическая гальванизация или алюминирование на поверхности холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления и холоднокатаного стального листа после горячей штамповки согласно варианту осуществления в отношении предупреждения коррозии. Осуществление вышеописанного покрытия не ухудшает эффекты согласно варианту осуществления. Вышеописанное покрытие можно осуществлять с использованием хорошо известного способа.
Далее будет описан способ изготовления холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления.
В процессе изготовления холоднокатаного стального листа согласно варианту осуществления, в качестве обычного условия, плавление стали осуществляется таким образом, чтобы иметь вышеописанный химический состав при непрерывном литье после конвертера, и в результате этого получается плоская заготовка. В процессе непрерывного литья, когда скорость литья является чрезмерно высокой, включения Ti и подобного становятся чрезмерно тонкодисперсными. С другой стороны, когда скорость литья является низкой, производительность ухудшается, и вышеописанные включения укрупняются, и число частиц уменьшается, таким образом, что имеет место случай, в котором холоднокатаный стальной лист принимает форму, в которой невозможно регулировать другие характеристики и, таким образом, замедленное разрушение. Таким образом, скорость литья желательно устанавливается в интервале от 1,0 м/мин до 2,5 м/мин.
Плоская заготовка после плавления и литья может подвергаться горячей прокатке в состоянии после литья. В качестве альтернативы, в том случае, когда плоская заготовка охлаждается до температуры, составляющей не менее чем 1100°C, оказывается возможным повторное нагревание плоской заготовки в туннельной печи и подобном при температуре в интервале от 1100°C до 1300°C, а затем осуществляется горячая прокатка плоской заготовки. Когда температура плоской заготовки в процессе горячей прокатки охлаждается до температуры, составляющей менее чем 1100°C, оказывается затруднительным обеспечение температуры обработки в процессе горячей прокатки, что вызывает ухудшение растяжимости. Кроме того, в листовой стали, к которой добавляется TiNb, осадки недостаточно растворяются в процессе нагревания, и, таким образом, прочность уменьшается. С другой стороны, когда температура плоской заготовки составляет более чем 1300°C, существует проблема того, что может образовываться ряд осадков, и может становиться невозможным получение благоприятного качества поверхности листовой стали.
Кроме того, для уменьшения относительной площади MnS, когда содержание Mn (мас. %) и содержание S (мас. %) стали, соответственно, представляют собой [Mn] и [S], оказывается предпочтительным, чтобы температура T (°C) нагревательной печи, продолжительность нагревания в печи t (минут), [Mn] и [S] перед горячей прокаткой удовлетворяли следующему соотношению (7).
Когда значение T×ln(t)/(1,7×[Mn]+[S]) составляет 1500 или менее, относительная площадь MnS становится большой, и имеет место случай, в котором становится большой разность между количеством MnS на четверти толщины листа и количеством MnS в центральной части толщины листа. При этом температура нагревательной печи перед горячей прокаткой представляет собой температуру выпуска на стороне выпуска нагревательной печи, и продолжительность нагревания в печи представляет собой период времени от введения плоской заготовки в нагревательную печь горячей прокатки до извлечения плоской заготовки из нагревательной печи. Поскольку MnS не изменяется вследствие прокатки или горячей штамповки, как описано выше, соотношение (7) предпочтительно выполняется в процессе нагревания плоской заготовки. При этом вышеописанный ln представляет собой натуральный логарифм.
После этого осуществляется горячая прокатка согласно традиционному способу. При этом оказывается желательным осуществление горячей прокатки плоской заготовки, когда конечная температура обработки (температура при окончании горячей прокатки) устанавливается в интервале от температуры Ar3 до 970°C. Когда конечная температура обработки является ниже, чем температура Ar3, существует проблема того, что прокатка может осуществляться в двухфазной области, в которой присутствуют феррит (α) и аустенит (γ), и растяжимость может ухудшаться. С другой стороны, когда конечная температура обработки составляет более чем 970°C, увеличивается размер зерен аустенита, и относительное содержание феррита становится малым, и, таким образом, существует проблема того, что растяжимость может ухудшаться.
Температура Ar3 может быть определена посредством осуществления исследование на приборе Formastor, измерения изменения длины исследуемого образца в ответ на изменение температуры, и оценки температуры в точке перегиба.
После горячей прокатки сталь охлаждается при средней скорости охлаждения, которая составляет от 20°C/сек до 500°C/сек, и сматывается при заданной температуре сматывания CT (°C). В том случае, когда скорость охлаждения составляет менее чем 20°C/сек, становится вероятным образование перлита, который вызывает ухудшение растяжимости, что не является предпочтительным.
С другой стороны, верхний предел скорости охлаждения не ограничивается определенным образом, но верхний предел скорости охлаждения желательно устанавливается на уровне, составляющем приблизительно 500°C/сек, с точки зрения технических условий установки, но верхний предел не ограничивается данным уровнем.
После сматывания осуществляется травление, а затем осуществляется холодная прокатка. При этом как проиллюстрировано на Фиг. 4, осуществляется холодная прокатка в условиях, в которых выполняется следующее соотношение (5), чтобы получить интервал, удовлетворяющий вышеописанному соотношению (2a). Когда также выполняются описанные ниже условия отжига, охлаждения и подобного, после осуществления вышеописанной прокатки получается холоднокатаный стальной лист, в которой выполняется соотношение TS×λ≥50000 МПа·%. Кроме того, холоднокатаный стальной лист по-прежнему удовлетворяет соотношению TS×λ≥50000 МПа·% даже после того, как осуществляется горячая штамповка, включающая нагревание при температуре в интервале от 750°C до 1000°C, обработку и охлаждение. Холодная прокатка желательно осуществляется с использованием многоклетьевого прокатного стана, в котором листовая сталь непрерывно прокатывается в одном направлении через множество установленных линейным образом прокатных клетей, и в результате этого получается заданная толщина.
Здесь ri (i=1, 2 или 3) представляет собой индивидуальное целевое обжатие при холодной прокатке (%) в клети № i (I=1, 2 или 3), считая от наиболее ранней клети, в процессе вышеописанной холодной прокатки, и r представляет собой суммарное обжатие при холодной прокатке (%) в процессе вышеописанной холодной прокатки. Суммарное обжатие при прокатке представляет собой так называемое совокупное обжатие при прокатке и определяется как процентная совокупное обжатие при прокатке по отношению к исходной толщине листа на впуске перед первым проходом прокатки (разность между толщиной листа на входе перед первым проходом и толщиной листа на выходе после заключительного прохода).
Когда осуществляется холодная прокатка в условиях, в которых выполняется вышеописанное соотношение (5), оказывается возможным достаточное сокращение перлита в процессе холодной прокатки даже в том случае, когда большое содержание перлита присутствует перед холодной прокаткой. В результате оказывается возможным отжиг перлита или уменьшение относительной площади перлита до минимального уровня в процессе отжига, осуществляемого после холодной прокатки. Таким образом, становится легким получение структуры, в которой выполняются соотношения (2) и (3). С другой стороны, в том случае, когда соотношение (5) не выполняется, обжатие при холодной прокатке s в верхних по потоку клетях не является достаточным, и, вероятно, остается большое содержание перлита. В результате оказывается невозможным образование мартенсита, имеющего желательную форму, в процессе отжига.
Кроме того, авторы настоящего изобретения обнаружили, что, в холоднокатаном стальном листе, который был подвергнут прокатке, удовлетворяющей соотношению (5), оказывалось возможным сохранение формы мартенсита, получаемого после отжига (соотношения твердости и изменения твердости) почти в неизменном состоянии даже после осуществления горячей штамповки, и холоднокатаный стальной лист становилась предпочтительным в отношении растяжимости или коэффициента раздачи отверстия даже после горячей штамповки. В том случае, когда холоднокатаный стальной лист согласно варианту осуществления нагревается вплоть до области аустенита в процессе горячей штамповки, твердая фаза, содержащая мартенсит, превращается в аустенит, имеющий высокое содержание C, и фаза феррита превращается в аустенит, имеющий низкий содержание C. Когда холоднокатаный стальной лист охлаждается после этого, аустенит превращается в твердую фазу, содержащую мартенсит. Таким образом, когда соотношение (5) выполняется таким образом, что получается вышеописанное соотношение H20/H10 в заданном интервале, H20/H10 сохраняется даже после горячей штамповки, и в результате этого H2/H1 получается в заданном интервале, и холоднокатаный стальной лист становится превосходным в отношении пригодности к формованию после горячей штамповки.
В том случае, когда горячая штамповка осуществляется на холоднокатаном стальном листе согласно варианту осуществления, когда нагревание при температуре в интервале от 750°C до 1000°C, обработка и охлаждение осуществляются согласно традиционному способу, превосходная пригодность к формованию проявляется даже после горячей штамповки. Например, горячая штамповка желательно осуществляется в следующих условиях. Сначала холоднокатаный стальной лист нагревается до температуры в интервале от 750°C до 1000°C при скорости повышения температуры, составляющей 5°C/сек до 500°C/сек, и осуществляется обработка (формование) в течение от одной секунды до 120 секунд. Для получения высокой прочности температура нагревания составляет предпочтительно более чем температура Ac3. Температура Ac3 можно быть определена посредством осуществления исследования на приборе Formastor, измерения изменения длины исследуемого образца в ответ на изменение температуры, и оценки температуры в точке перегиба. После обработки холоднокатаный стальной лист предпочтительно охлаждается, например, до температуры в интервале от комнатной температуры до 300°C при скорости охлаждения, составляющей от 10°C/сек до 1000°C/сек.
Когда температура нагревания составляет менее чем 750°C, относительное содержание мартенсита является недостаточным, и существует проблема того, что может оказаться невозможным обеспечение прочности. С другой стороны, когда температура нагревания составляет более чем 1000°C, структура становится чрезмерно мягкой, и, в том случае, когда на поверхность листовой стали наносится покрытие, в частности, цинковое покрытие, существует проблема того, что цинк можно испаряться и выгорать, что не является предпочтительным. Таким образом, температура нагревания в процессе горячей штамповки предпочтительно находится в интервале от 750°C до 1000°C. Когда скорость повышения температуры составляет менее чем 5°C/сек, регулирование является затруднительным, и производительность в значительной степени ухудшается, и, таким образом, холоднокатаный стальной лист предпочтительно нагревается при скорости повышения температуры, составляющей 5°C/сек или более. При этом не требуется ограничивать верхний предел скорости повышения температуры; однако, учитывая существующую нагревательную мощность, верхний предел скорости повышения температуры желательно устанавливается на уровне, составляющем 500°C/сек. Когда скорость охлаждения после обработки составляет менее чем 10°C/сек, регулирование скорости является затруднительным, и производительность в значительной степени ухудшается. При этом не требуется ограничивать верхний предел скорости охлаждения; однако, учитывая существующую охлаждающую мощность, верхний предел скорости охлаждения желательно устанавливается на уровне, составляющем 1000°C/сек. Причина, по которой желательный период времени до горячей штамповки после увеличения температуры устанавливается в интервале от одной секунды до 120 секунд, заключается в том, чтобы предотвратить испарение цинка и подобного, в том случае, когда поверхность листовой стали подвергается цинкованию. Причина, по которой желательная температура прекращения охлаждения устанавливается в интервале от комнатной температуры до 300°C, заключается в том, чтобы обеспечивать прочность после горячей штамповки посредством обеспечения достаточного содержания мартенсита.
Согласно варианту осуществления, r, r1, r2 и r3 представляют собой целевые обжатия при холодной прокатке. Как правило, листовая сталь подвергается холодной прокатке с регулированием таким образом, чтобы получать почти такое же значение фактического обжатия при холодной прокатке, как целевое обжатие при холодной прокатке. Не является предпочтительным осуществление холодной прокатки с фактическим обжатием при холодной прокатке, которое необязательно отклоняется от целевого обжатия при холодной прокатке. В том случае, когда оказывается большой разность между целевым обажитем при прокатке и фактическим обжатием при прокатке, оказывается возможным учитывать, что холоднокатаный стальной лист представляет собой вариант осуществления настоящего изобретения, при том условии, что фактическое обжатие при прокатке удовлетворяет вышеописанному соотношению (5). Фактическое обжатие при холодной прокатке предпочтительно находится в интервале ±10% относительно целевого обжатия при холодной прокатке.
После холодной прокатки осуществляется отжиг. Отжиг вызывает перекристаллизацию в листовой стали, и образуется желательный мартенсит. В процессе отжига оказывается предпочтительным, согласно традиционному способу, нагревание листовой стали до температуры, составляющей от 700°C до 850°C, и охлаждения листовой стали до комнатной температуры или до температуры, при которой осуществляется поверхностная обработка, такая как гальванизация погружением. Когда отжиг осуществляется в вышеописанном температурном интервале, получаются заданные относительные площади феррита и мартенсита, и сумма относительной площади феррита и относительной площади мартенсита увеличивается до 60% или более, и, таким образом, улучшается TS×λ.
Другие условия, помимо температуры отжига, не ограничиваются определенным образом; однако для надежного обеспечения заданной структуры продолжительность нагревания при температуре в интервале от 700°C до 850°C составляет предпочтительно одну секунду или более, например, приблизительно 10 минут, при том условии, что не ухудшается производительность. Надлежащая скорость повышения температуры предпочтительно определяется в интервале от 1°C/сек до верхнего предела мощности оборудования, например, до 500°C/сек, и надлежащая скорость охлаждения определяется в интервале от 1°C/сек до верхнего предела мощности оборудования, например, до 500°C/сек.
После отжига стали осуществляется ее дрессировка. Дрессировка может осуществляться согласно традиционному способу. Коэффициент растяжения при дрессировке находится, как правило, в интервале от приблизительно от 0,2% до 5%, и предпочтительным является коэффициент растяжения, при котором можно предотвращать растяжение до предела текучести, и форма листовой стали может быть исправлена.
В качестве еще более предпочтительного условия настоящего изобретения, когда содержание C (мас. %), содержание Mn (мас. %), содержание Si (мас. %) и содержание Mo (мас. %) стали, соответственно, представляют собой [C], [Mn], [Si] и [Mo], температура сматывания CT в процессе сматывания предпочтительно удовлетворяет следующему соотношению (6).
Как проиллюстрировано на Фиг. 5A, когда температура сматывания CT составляет менее чем 560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo], и, таким образом, CT-560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo] составляет менее нуля, образуется избыточное количество мартенсита, и листовая сталь становится чрезмерно твердой, таким образом, что имеет место случай, в котором последующая холодная прокатка становится затруднительный. С другой стороны, как проиллюстрировано на Фиг. 5B, когда температура сматывания CT составляет более чем 830-270*[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80*[Mo], и, таким образом, CT-(830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]) составляет более нуля, становится вероятным, что образуется ленточная структура, содержащая феррит и перлит. Кроме того, относительное содержание перлита в центральной части толщины листа, вероятно, становится высоким. Таким образом, ухудшается однородность распределения мартенсита, который образуется в процессе последующего отжига, и становится затруднительным выполнение вышеописанного соотношения (2a). Кроме того, имеет место случай, в котором становится затруднительным образование достаточного количества мартенсита.
Когда соотношение (6) выполняется, распределение феррита и твердой фазы принимает идеальную форму в холоднокатаном стальном листе перед горячей штамповкой, как описано выше. Кроме того, в данном случае C и подобное легко диффундирует равномерным образом даже после нагревания и охлаждения в процессе горячей штамповки. Таким образом, форма распределения твердости мартенсита становится приблизительно идеальной даже после того, как осуществляется охлаждение. Таким образом, при том условии, что оказывается возможным более надежное обеспечение вышеописанной металлографической структуры посредством выполнения соотношения (6), пригодность к формованию становится превосходной в обоих случаях, в том числе до и после горячей штамповки.
Кроме того, для цели улучшения способности предупреждения коррозии оказывается предпочтительным осуществление процесса гальванизации погружением, в котором гальванизацию погружением осуществляется между вышеописанным процессом отжига и вышеописанным процессом дрессировки, и осуществление процесса гальванизации погружением на поверхности холоднокатаного стального листа. Кроме того, кроме того, оказывается предпочтительным осуществление процесса легирования, в котором осуществляется обработка путем легирования между процессом гальванизации погружением и процессом дрессировки для получения легированного слоя гальванического покрытия посредством легирования. В том случае, когда осуществляется обработка путем легирования, данная обработка может также осуществляться на поверхности отожженного гальванического покрытия, где данная поверхность приводится в контакт с веществом, окисляющим поверхность покрытия, таким как водяной пар, и в результате этого утолщается окисленная пленка.
Кроме того, оказывается предпочтительным осуществление, например, процесса электролитической гальванизации, в котором электролитическую гальванизацию осуществляется на поверхности холоднокатаного стального листа после процесса дрессировки в дополнение к процессу гальванизации погружением и процессу легирования. Кроме того, оказывается предпочтительным осуществление, вместо гальванизации погружением, процесса алюминирования, в котором алюминирование осуществляется между процессом отжига и процессом дрессировки, и осуществление алюминирования на поверхности холоднокатаного стального листа. Алюминирование, как правило, представляет собой предпочтительно гальванизацием погружением в алюминиевое покрытие.
Как описано выше, когда вышеописанные условия выполняются, оказывается возможным изготовление холоднокатаного стального листа, которая обеспечивает прочность и проявляет более благоприятный коэффициент раздачи отверстия. Кроме того, распределение твердости или структура сохраняется даже после горячей штамповки таким образом, что обеспечивается прочность, и более благоприятный коэффициент раздачи отверстия получается даже после горячей штамповки.
При этом Фиг. 8 иллюстрирует технологическую схему (процессы S1-S9 и процессы S11-S14) в примерном способе изготовления, описанном выше.
ПРИМЕР
Сталь, имеющую состав, который описан в таблице 1 непрерывно отливали при скорости литья в интервале от 1,0 м/мин до 2,5 м/мин, плоскую заготовку нагревали в нагревательной печи в условиях, представленных в таблице 2, согласно традиционному способу в состоянии после литья или немедленно после охлаждения стали, и горячую прокатку осуществляли при конечной температуре обработки в интервале от 910°C до 930°C, и в результате этого получалась горячекатаная листовая сталь. После этого горячекатаную листовую сталь сматывали при температуре сматывания CT, которая представлена в таблице 2. После этого, осадки на поверхности листовой стали удаляли посредством осуществления травления, и в процессе холодной прокатки получалась толщина листа в интервале от 1,2 мм до 1,4 мм. При этом холодную прокатку осуществляли таким образом, чтобы значение соотношения (5) становилось равным значению, которое описано в таблице 2. После холодной прокатки отжиг осуществляли в непрерывной отжиговой печи при температуре отжига, представленной в таблицах 3 и 4. Часть листовой стали подвергали горячему цинкованию погружением, которое осуществляли в середине охлаждения после выдерживания в непрерывной отжиговой печи, и затем обработке путем легирования дополнительно подвергали часть листовой стали, подвергнутую горячему цинкованию погружением, и, таким образом, осуществлялись электролитическую гальванизацию и отжиг. Кроме того, часть листовой стали подвергали электролитическому цинкованию или алюминированию. Дрессировку осуществляли при коэффициенте растяжения, составлявшем 1%, согласно традиционному способу. В этом состоянии образец извлекали, чтобы исследовать качество материала холоднокатаного стального листа (перед горячей штамповкой), и осуществляли исследование качества материала и подобного. После этого, чтобы исследовать характеристики холоднокатаного стального листа после горячей штамповки, осуществляли горячую штамповку, в процессе которой холоднокатаный стальной лист нагревали при скорости повышения температуры в интервале от 10°C/сек до 100°C/сек до температуры термической обработки, представленной в таблицах 5 и 6, выдерживали в течение 10 секунд и охлаждали до температуры, составляющей 200°C или менее, при скорости охлаждения, составляющей 100°C/сек, и в результате этого получалась горячештампованная сталь, имеющая форму, которая проиллюстрирована на Фиг. 7. Из получаемой горячештампованной стали вырезали образец в том месте, которое проиллюстрировано на Фиг. 7, осуществляли исследование качества материала и наблюдение структуры, и получали относительные содержания соответствующих структур, среднечисленную плотность MnS, твердость, предел прочности при растяжении (TS), растяжимость (El) и коэффициент раздачи отверстия (λ). Результаты представлены в таблицах 3-8. Коэффициенты раздачи отверстия λ, представленные в таблицах 3-6, получали с использованием следующего соотношения (11).
d': диаметр отверстия, при котором трещина проникает в лист
d: первоначальный диаметр отверстия
Что касается типов покрытия в таблицах 5 и 6, CR представляет собой не содержащий покрытия холоднокатаный стальной лист. GI представляет собой гальванизированный погружением холоднокатаный стальной лист, GA представляет собой отожженный и гальванизированный холоднокатаный стальной лист, EG представляет собой электролитически гальванизированный холоднокатаный стальной лист, и Al представляет собой алюминированный холоднокатаный стальной лист.
Количество 0 в таблице 1 показывает, что данное количество равняется или составляет менее чем нижний предел измерения.
Определения G и B в таблицах 2, 7 и 8, соответственно, имеют следующие значения.
G: целевое соотношение выполняется.
B: целевое соотношение не выполняется.
Как следует из таблиц 1-8, когда выполняются условия настоящего изобретения, оказывается возможным получение высокопрочного холоднокатаного стального листа, у которой произведение TS×λ составляет не менее чем 50000 МПа×λ.
Кроме того, обнаружено, что, когда горячая штамповка осуществляется в заданных условиях горячей штамповки, у холоднокатаного стального листа согласно настоящему изобретению произведение TS×λ составляет не менее чем 50000 МПа·% даже после горячей штамповки.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
Согласно настоящему изобретению, поскольку устанавливается надлежащее соотношение содержания C, содержания Mn и содержания Si и мартенситу придается надлежащая твердость, измеряемая с использованием наноиндентора, оказывается возможным изготовление холоднокатаного стального листа, который является пригодным для получения благоприятного коэффициента раздачи отверстия.
Краткое описание условных обозначений
S1: процесс плавления
S2: процесс литья
S3: процесс нагревания
S4: процесс горячей прокатки
S5: процесс сматывания
S6: процесс травления
S7: процесс холодной прокатки
S8: процесс отжига
S9: процесс дрессировки
S11: процесс гальванизации погружением
S12: процесс легирования
S13: процесс алюминирования
S14: процесс электролитической гальванизации (цинкования).