ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С УЛУЧШЕННОЙ СПОСОБНОСТЬЮ К ЛОКАЛЬНОЙ ДЕФОРМАЦИИ И СПОСОБ ЕГО ПОЛУЧЕНИЯ
HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL PLATE WITH IMPROVED ABILITY FOR LOCAL DEFORMATION, AND ITS MANUFACTURING METHOD

Область техники
Настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с повышенной способностью к локальной деформации изгибом, отбортовкой внутренних кромок, снятием заусенцев и подобным, который используется в основном для автомобильных деталей и подобном, и к способу его получения.
Настоящая заявка основана на и испрашивает приоритет заявки на патент Японии, №2011-089250 от 13 апреля 2011, полное содержание которой включено в настоящее описание посредством ссылки.
Уровень техники
Для уменьшения выбросов газообразного диоксида углерода из автомобилей приветствуется снижение веса кузова автомобиля, путем применения высокопрочных стальных листов. Далее, чтобы обеспечить также безопасность пассажира, наряду с листами из мягкой стали для корпусов автомобилей все шире применялись высокопрочные стальные листы. Чтобы облегчить в будущем дальнейшее снижение веса кузова автомобиля, следует повысить на практике уровень прочности высокопрочного стального листа выше обычного, а для применения высокопрочного стального листа, например, для нижней части кузова, должна быть улучшена способность к локальной деформации в целях снятия заусенцев.
Однако обычно, когда повышается прочность стального листа, снижается способность к формоизменению, и, как показано в непатентном документе 1, снижается однородное удлинение, важное для вытяжки и выгибания. В отличие от этого, в непатентном документе 2 раскрывается способ, как обеспечить однородное удлинение при неизменной прочности, обеспечивая комплексную металлическую структуру стального листа.
Между тем, описан также способ контроля металлической структуры стального листа, который улучшает локальную пластичность, характеризуемую изгибом, раздачу отверстий и снятие заусенцев. Непатентный документ 3 описывает, что контроль включений, получение однородной структуры и, кроме того, снижение разницы твердости между структурами являются эффективными для получения способности к сгибанию и раздачи отверстий.
Для улучшения возможности раздачи отверстий структуру делают однородной благодаря контролю структуры, но для получения однородной структуры, как показано в непатентном документе 4, основой технологии становится термообработка, исходя из единственной аустенитной фазы. Кроме того, чтобы достичь прочности и пластичности, непатентный документ 4 раскрывает также метод, в котором контроль структуры металла проводится путем регулирования охлаждения после горячей прокатки, контролируются также выделения, и контролируется перестройка структуры, в результате получают подходящие содержания феррита и бейнита.
В то же время патентный документ 1 раскрывает способ, в котором контролируются температура в конце горячей прокатки, степень обжатия и температурный диапазон чистовой прокатки, облегчается рекристаллизация аустенита, подавляется формирование текстуры прокатки, и разупорядочиваются ориентации кристаллов, в результате улучшается прочность, пластичность и возможность раздачи отверстий.
Документы уровня техники
Патентные документы
Патентный документ 1: выложенная публикация японского патента, № 2009-263718
Непатентные документы
Непатентный документ 1: Kishida, Nippon Steel Technical Report (1999) No. 371, p. 13
Непатентный документ 2: O. Matsumura et al., Trans. ISIJ (1987) vol. 27, p. 570
Непатентный документ 3: Kato et al., Steelmaking Research (1984) vol. 312, p. 41
Непатентный документ 4: K. Sugimoto et al., ISIJ International (2000) Vol. 40, p. 920
Описание изобретения
Проблемы, стоящие перед изобретением
Как описано выше, основной причиной ухудшения способности к локальной деформации являются различные неоднородности: разница твердости между структурами, неметаллические включения, развитая текстура прокатки и подобное. Наиболее существенной из них является разница твердости между структурами, описанная в указанном выше непатентном документе 3, в качестве другого эффективного определяющего фактора можно назвать развитую текстуру прокатки, описанную в патентном документе 1. Эти факторы взаимодействуют сложным образом и определяют способность к локальной деформации стального листа. Таким образом, для максимального расширения границ локальной деформируемости путем контроля текстуры осуществляют комбинированный контроль структуры, и необходимо как можно полнее устранить неоднородности, обусловленные разницей твердости между структурами.
Таким образом, настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с отличной способностью к локальной деформации, а также к способу его получения, способному улучшить локальную пластичность высокопрочного стального листа и способному улучшить анизотропию стального листа, создавая структуру металла, в которой доля поверхности бейнита составляет 95% или больше, а также контролируя текстуру.
Средства для решения проблем
Согласно описанным выше традиционным знаниям, улучшение возможности раздачи отверстий, сгибаемости и подобного осуществлялось путем контроля включений, уменьшения размера выделений, гомогенизацией структуры, превращением структур в однофазные, уменьшением разницы твердости между структурами и подобными мерами. Однако этого недостаточно, и в высокопрочном стальном листе, в который добавлены Nb, Ti и подобное, проблемой является эффект анизотропии. Это приводит к тому, что приходится жертвовать другими факторами формоизменения, направление, в котором берется заготовка перед деформированием, ограничено, и тому подобное, и применение также ограничено.
Таким образом, авторы настоящего изобретения, чтобы улучшить возможность раздачи отверстий и способность к обработке сгибанием, сосредоточили в последнее время свое внимание на эффекте текстуры стального листа и проверили и подробно исследовали этот функциональный эффект. В результате авторы обнаружили, что при управлении интенсивностями соответствующих ориентаций особой группы ориентаций кристалла резко повышается способность к локальной деформации без значительного снижения удлинения и прочности. Следует подчеркнуть, что авторы выявили также, что расширение границ способности к локальной деформации путем контроля текстуры базируется в значительной степени на структуре стали - металлической структуре, в которой доля бейнита установлена больше или равной 95%, и таким образом, границы способности к локальной деформации максимально расширяются благодаря тому, что обеспечивается прочность стали. Кроме того, авторы выявили, что в структуре, в которой контролируются интенсивности соответствующих ориентаций особой группы ориентаций кристалла, на локальную пластичность сильно влияет размер «единица зеренной структуры».
Обычно в структуре, в которой комбинированы фазы, образующиеся при низкой температуре (бейнит, мартенсит и подобное), определение границ кристаллических зерен весьма неоднозначно, и их количественный анализ затруднен. Напротив, авторы настоящего изобретения обнаружили, что проблему количественного анализа кристаллических зерен можно решить, если определить "единицу зеренной структуры" кристаллических зерен следующим образом.
Термин "единица зеренной структуры" кристаллических зерен, используемый в настоящем изобретении, определяется следующим образом при анализе ориентаций в стальном листе методом EBSP (Electron Back Scattering Pattern - диаграмма обратного рассеяния электронов). Так, например, при анализе ориентаций в стальном листе методом EBSP, ориентации измеряют при увеличении 1500 с шагом измерения 0,5 мкм или меньше, и положение, в котором разориентация между соседними измеренными точками превышает 15°, устанавливается как граница между кристаллическими зернами. Таким образом, область, окруженная этой границей, определяется как "единица зеренной структуры" кристаллических зерен.
3
Для определенной таким образом единицы зеренной структуры кристаллических зерен устанавливают диаметр эквивалентной сферы d и объем кристаллических зерен каждой единицы зеренной структуры рассчитывают по формуле 4πd/3. Затем рассчитывают средневзвешенный объем и получают средний объемный диаметр (Mean Volume Diameter).
Настоящее изобретение сделано на основе описанных ранее сведений, и его суть заключается в следующем.
[1] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, содержащий, в мас.%,
C: не менее 0,02% и не более 0,20%;
Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;
Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;
P: не менее 0,001% и не более 0,15%;
S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;
Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;
N: не менее 0,0005% и не более 0,01% и
O: не менее 0,0005% и не более 0,01%;
причем суммарное содержание Si+Al меньше 1,0%, и
остальное составляют железо и неизбежные примеси,
в котором:
- доля поверхности бейнита в структуре металла составляет 95% или больше,
- в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности листа на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, среднее значение полюсной плотности группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, представляемой соответствующими ориентациями кристаллов {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>, составляет 4,0 или меньше, и полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> меньше или равна 5,0, и
- средний объемный диаметр кристаллических зерен в структуре металла меньше или равен 7 мкм.
[2] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], в котором в кристаллических зернах бейнита доля кристаллических зерен, у которых отношение длины dL в направлении прокатки к длине dt в направлении толщины листа, dL/dt, меньше или равно 3,0, составляет 50% или больше.
[3] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], содержащий, кроме того, один, два или более элементов из (в мас.%):
Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%,
Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%,
V: не менее 0,001% и не более 1,0%, и
W: не менее 0,001% и не более 1,0%.
[4] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], содержащий, кроме того, один, два или более элементов из (в мас.%):
B: не менее 0,0001% и не более 0,0050%,
Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%,
Cr: не менее 0,001% и не более 2,0%,
Cu: не менее 0,001% и не более 2,0%,
Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%,
Co: не менее 0,0001% и не более 1,0%,
Sn: не менее 0,0001% и не более 0,2%,
Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%, и
As: не менее 0,0001% и не более 0,50%.
[5] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], содержащий, кроме того, один, два или более элементов из (в мас.%):
Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%,
REM: не менее 0,0001% и не более 0,1%, и
Ca: не менее 0,0001% и не более 0,010%
(здесь REM=редкоземельный металл).
[6] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], поверхность которого способом погружения в горячий расплав покрыта слоем гальванического покрытия или слоем легированного гальванического покрытия.
[7] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, в котором,
- стальную заготовку, содержащую (в мас.%):
C: не менее 0,02% и не более 0,20%;
Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;
Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;
P: не менее 0,001% и не более 0,15%;
S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;
Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;
N: не менее 0,0005% и не более 0,01%; и
O: не менее 0,0005% и не более 0,01%;
причем суммарное содержание Si+Al меньше 1,0%, и
остальное составляют железо и неизбежные примеси,
подвергают этапам, включающим:
- первую горячую прокатку со степенью обжатия 40% или выше один или более раз в температурном диапазоне не ниже 1000°C и не выше 1200°C;
- установку диаметра аустенитных зерен 200 мкм или меньше посредством первой горячей прокатки;
- вторую горячую прокатку со степенью обжатия 30% или больше в один проход по меньшей мере один раз в диапазоне температур не ниже (T1+30°C) и не выше (T1+200°C), где температура T1 определена выражением (1) ниже;
- установку полной степени обжатия при второй горячей прокатке 50% или больше;
- конечное обжатие при степени обжатия 30% или больше на второй горячей прокатке и затем запуск первичного охлаждения таким образом, чтобы время ожидания t (сек) удовлетворяло выражению (2) ниже;
- установку средней скорости охлаждения при первичном охлаждении 50°C/сек или больше и проведение первичного охлаждения так, чтобы изменение температуры составляло не менее 40°C и не более 140°C;
- холодную прокатку со степенью обжатия не менее 30% и не более 70%;
3
- выдерживание в течение 1-300 сек в диапазоне температур от Ae до 950°C;
3
- вторичное охлаждение при средней скорости охлаждения не менее 10°C/сек и не более 200°C/сек в диапазоне температур от Ae до 500°C; и
- перестаривающую термообработку с выдерживанием не менее t2 сек, где t2 удовлетворяет выражению (4) ниже, и не более 400 сек в диапазоне температур не ниже 350°C и не выше 500°C, где
T1(°C)=850+10·(C+N) Mn+350·Nb+250·Ti+40·B+10·Cr+100·Mo+100·V
(1),
t≤2,5 t1
(2),
где t1 получается из выражения (3) ниже:
t1=0,001·(Tf-T1)·P1/100)<sup>2</sup>-0,109·((TfT1)·P1/100)+3,1
(3),
при этом в выражении (3) Tf означает температуру стальной заготовки, полученную после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и P1 означает степень обжатия при конечном обжатии на 30% или более,
log(t2)=0,0002(T2-425)<sup>2</sup>+1,18
(4),
причем T2 означает температуру перестаривания, и максимальное значение t2 установлено на 400.
[8] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего отличную способность к локальной деформации, по п. [7], причем полная степень обжатия в температурном диапазоне ниже T1+30°C меньше или равна 30%.
[9] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем время ожидания t (сек) удовлетворяет, кроме того, выражению (2a) ниже:
t<t1
(2a)
[10] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем время ожидания t (сек) удовлетворяет, кроме того, выражению (2b) ниже:
t1≤t≤t1×2,5
(2b)
[11] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем первичное охлаждение начинают между клетями прокатного стана.
3
3
[12] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем когда после холодной прокатки проводится нагревание до температурной области (от Ae до 950°C), средняя скорость нагрева от температуры не ниже комнатной и не выше 650°C устанавливается на значение HR1 (°C/сек), определяемое выражением (5) ниже, а средняя скорость нагревания от температуры выше 650°C до диапазона (от Ae до 950°C) устанавливается на значение HR2 (°C/сек), определяемое выражением (6) ниже.
HR1≥0,3
(5)
HR2≤0,5×HR1
(6)
[13] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], включающий, кроме того, покрытие поверхности слоем гальванического покрытия или слоем легированного гальванического покрытия путем погружения в горячий расплав.
Эффект от изобретения
Согласно настоящему изобретению, можно получить высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации изгибом, отличной возможностью отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и подобного благодаря контролю текстуры и структуры стали в листе.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 показывает соотношение между средним значением полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и отношением "толщина листа/минимальный радиус изгиба".
Фиг. 2 показывает соотношение между полюсной плотностью ориентации кристаллов {332}<113> и отношением толщина листа/минимальный радиус изгиба.
Фиг. 3 показывает соотношение между числом этапов прокатки с обжатием 40% или больше при черновой прокатке и диаметром аустенитных зерен в черновом прокате.
Фиг. 4 показывает соотношение между степенью обжатия в диапазоне температур от (T1+30°C) до (T1+200°C) и средним значением полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110>.
Фиг. 5 показывает соотношение между степенью обжатия в диапазоне от T1+30 до T1+200°C и полюсной плотностью ориентации кристаллов {332}<113>.
Фиг. 6 показывает поясняющую схему, иллюстрирующую линию непрерывной горячей прокатки.
Фиг. 7 показывает соотношение между прочностью и возможностью раздачи отверстий для сталей по настоящему изобретению и сравнительных сталей.
Фиг. 8 показывает соотношение между прочностью и способностью к изгибу для сталей по настоящему изобретению и сравнительных сталей.
Варианты осуществления изобретения
Далее содержание настоящего изобретения будет изложено подробно.
Ориентация кристаллов
Сначала будут даны пояснения относительно среднего значения полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и полюсной плотности ориентации кристаллов {332}<113> в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности листа на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа.
В холоднокатаном стальном листе по настоящему изобретению среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, являются особенно важными характеристиками.
Как показано на фиг. 1, если провести рентгеновскую дифракцию в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, чтобы получить полюсную плотность соответствующих ориентаций, среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> меньше 4,0, и можно удовлетворить условию "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5", которое установлено недавно для механической обработки каркасной детали. Дополнительно, если в структуре стали фракция бейнита составляет 95% или больше, удовлетворяется отношение "толщина листа/радиус изгиба ≥2,5". Если требуется также способность к раздаче отверстий и низкая ограниченная сгибаемость, желательно, чтобы среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> было меньше 3,0.
Если это значение составляет 4,0 или больше, анизотропия механических свойств стального листа становится очень сильной, и, кроме того, способность к локальной деформации улучшается лишь в определенном направлении, а в других направлениях материала значительно ухудшается, приводя к невозможности удовлетворить условию "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5". С другой стороны, если это значение становится меньше 0,5, чего трудно достичь в обычном современном процессе непрерывной горячей прокатки, проблемой становится ухудшение способности к локальной деформации.
В эту группу ориентаций входят ориентации {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>.
Полюсная плотность является синонимичной степени разупорядочности интенсивности рентгеновского излучения. Полюсная плотность (степень разупорядочности интенсивности рентгеновского излучения) является численным значением, получаемым измерением интенсивностей рентгеновского излучения стандартного образца, не обладающего преимущественной ориентацией, и опытного образца в тех же или близких условиях методом рентгеновской дифрактометрии, и делением полученной интенсивности рентгеновского излучения опытного образца на интенсивность рентгеновского излучения стандартного образца. Эту полюсную плотность можно измерить любым из методов: рентгеновской дифракции, EBSP (Electron Back Scattering Pattern, диаграмма обратного рассеяния электронов) и ECP (Electron Channeling Pattern, каналирование электронов).
Что касается полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110>, то, например, полюсные плотности соответствующих ориентаций {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110> получаются из трехмерной текстуры (ODF), рассчитанной способом разложения в ряд, используя несколько (предпочтительно три или больше) полюсных фигур из фигур {110}, {100}, {211} и {310}, измеренных этим способом, рассчитывается среднее арифметическое этих полюсных плотностей, тем самым получая полюсную плотность вышеописанной группы ориентаций. При этом, если невозможно получить интенсивности всех вышеописанных ориентаций, в качестве замены можно использовать также среднее арифметическое полюсной плотности соответствующих ориентаций {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>.
Например, для полюсной плотности каждой из описанных выше ориентаций кристаллов можно использовать как есть каждую из интенсивностей (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] и (223)[1-10] в сечении трехмерной текстуры под углом ϕ2=45°.
Далее, по аналогичным причинам полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> для плоскости листа в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, должна быть меньше или равна 5,0, как показано на фиг. 2. Пока она составляет 3,0 или меньше, что желательно, удовлетворяется отношение "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5", требуемое в настоящее время для обработки каркасной детали. Кроме того, если в структуре стали фракция бейнита составляет 95% или больше, удовлетворяется условие "толщина листа/радиус изгиба ≥2,5". С другой стороны, когда полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> больше 5,0, становится очень сильной анизотропия механических свойств стального листа, и, кроме того, способность к локальной деформации улучшается лишь в определенном направлении, но в других направлениях материал значительно ухудшается, приводя к невозможности надежно удовлетворить условию "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5". С другой стороны, если это значение становится меньше 0,5, чего трудно достичь в обычном современном процессе непрерывной горячей прокатки, ухудшается способность к локальной деформации.
Причина, почему полюсные плотности вышеописанных ориентаций кристаллов важны для характеристик стабилизации формы во время гибочных работ, не является вполне очевидной, но она связана по логике с характером скольжения кристалла во время деформации изгибом.
При подготовке образца для рентгеновской дифракции, способом EBSP или способом ECP толщину стального листа уменьшают от поверхности до заданного значения путем механического шлифования или подобного. Затем деформацию удаляют химическим полированием, электролитическим полированием или подобным, и образец готовят таким образом, чтобы получить в качестве подходящей плоскости для измерений плоскость, находящуюся от поверхности в интервале от 5/8 до 3/8 толщины листа. Например, кусочек стали диаметром 30 мм, вырезанный из места, находящегося от поверхности на расстоянии 1/4 или 3/4 ширины W листа, растирают тонкой полировкой (средняя шероховатость по осевой линии Ra: 0,4a-1,6a). Затем путем химического полирования или электролитического полирования снимают напряжения и получают образец, готовый для проведения рентгеновской дифракции. Что касается направления по ширине листа, кусок стали предпочтительно берется из стального листа на расстоянии 1/4 или 3/4 от края.
Само собой разумеется, полюсная плотность удовлетворяет вышеописанному ограниченному диапазону полюсной плотности не только в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, но также в максимально возможном числе положений по толщине, тем самым дополнительно улучшаются характеристики локальной пластичности (локальное удлинение). Однако, измерения проводятся в диапазоне от 5/8 до 3/8 от поверхности стального листа, чтобы тем самым можно было представить свойства материала всего стального листа в целом. Поэтому в качестве диапазона измерений задается диапазон 5/8-3/8 толщины листа.
В этой связи, ориентация кристаллов, представленная в виде {hkl}<uvw>, означает, что направление нормали к плоскости стального листа параллельно <hkl>, а направление прокатки параллельно <uvw>. Что касается ориентации кристаллов, обычно ориентация, перпендикулярная плоскости листа, обозначается как [hkl] или {hkl}, а ориентация, параллельная направлению прокатки, обозначается как (uvw) или <uvw>. Обозначения {hkl} и <uvw> являются обычными обозначениями для эквивалентных плоскостей, и каждый из [hkl] и (uvw) указывает на отдельную кристаллографическую плоскость. Так, в настоящем изобретении целевой является объемно-центрированная кубическая структура, поэтому, например, плоскости (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) и (-1-1-1) являются эквивалентными, так что различить их невозможно. В таком случае все эти ориентации обобщенно обозначаются как {111}. В представлении ODF [hkl](uvw) используется также для обозначения ориентаций других низкосимметричных кристаллических структур, таким образом, принято представлять каждую ориентацию в виде [hkl](uvw), но в настоящем изобретении [hkl](uvw) и {hkl}<uvw> являются синонимичными. Измерение ориентации кристаллов с помощью рентгеновского излучения проводится в соответствии со способом, описанным, например, Cullity в Elements of X-ray Diffraction (новое издание, опубликовано в 1986, переведено MATSUMURA, Gentaro, опубликовано AGNE Inc.) на станицах 274-296.
Средний объемный диаметр кристаллических зерен
Авторы настоящего изобретения тщательно исследовали контроль текстуры горячекатаного стального листа. В результате было найдено, что при условии, что текстура контролируется, как описано выше, эффект кристаллических зерен в единице зеренной структуры на локальную пластичность оказывается очень большим, и кристаллические зерна измельчаются, что позволяет достичь резкого улучшении локальной пластичности. При этом, как описано выше, "единица зеренной структуры" кристаллических зерен определяется при анализе ориентаций стального листа методом EBSP таким образом, что положение, в котором разориентация превышает 15°, принимается за границу кристаллических зерен.
Как и выше, причина, почему улучшается локальная пластичность, не ясна. Однако, можно предположить, что когда текстура стального листа становится рандомизированной (случайной), и кристаллические зерна измельчаются, подавляется локальная концентрация деформаций на микронном порядке, повышается гомогенизация деформации, и деформация однородно распределяется на размерах порядка микрона.
Поскольку присутствуют более крупные кристаллические зерна, хотя их число и мало, ухудшение локальной пластичности усиливается. Поэтому за размер кристаллических зерен принят не просто средний размер, а средний объемный диаметр, определенный как средневзвешенный по объему, который сильно коррелирует с локальной пластичностью. Чтобы получить этот эффект, средний объемный диаметр кристаллических зернен должен быть меньше или равен 7 мкм. Желательно, чтобы он составлял 5 мкм или меньше, чтобы обеспечить возможность раздачи отверстий на более высоком уровне. В этой связи, способ измерения кристаллических зерен такой же, как описано выше.
Характеристики равноосности кристаллических зерен
Стремясь получить улучшенную локальную пластичность, авторы настоящего изобретения обнаружили также, что при отличной равноосности кристаллических зерен, при условии, что удовлетворяются описанная выше текстура и размер кристаллических зерен, улучшается локальная пластичность. В качестве показателя, указывающего на эту равноосность кристаллических зерен, выраженных через единицу зеренной структуры, выбрано, что доля зерен с отличной равноосностью, у которых dL/dt (отношение длины L кристаллических зерен в направлении холодной прокатки к длине dt в направлении толщины листа) меньше или равно 3,0, должна составлять по меньшей мере 50% или больше от всех бейнитных зерен.
Химический состав
Далее будут описаны условия, ограничивающие содержание компонентов. При этом проценты (%) при каждом содержании является массовыми процентами (мас.%).
C: не менее 0,02% и не более 0,20%
Нижний предел содержания C устанавливается 0,02%, чтобы иметь 95% или больше бейнита в структуре стали. Далее, C является элементом, повышающим прочность, поэтому его содержание предпочтительно устанавливается 0,025% или больше, чтобы обеспечить прочность. С другой стороны, когда содержание C превышает 0,20%, иногда ухудшается свариваемость, и иногда очень ухудшается обрабатываемость из-за увеличения доли твердых структур, поэтому установлен верхний предел 0,20%. Кроме того, когда содержание C превышает 0,10%, ухудшается обрабатываемость, так что содержание C предпочтительно устанавливается на уровне 0,10% или меньше.
Si: не менее 0,001% и не более 2,5%
Si является действенным элементом для повышения механической прочности стального листа, но когда содержание Si становится больше 2,5%, ухудшается обрабатываемость, и возникают поверхностные дефекты, поэтому это значение устанавливается как верхний предел. Далее, если содержание Si слишком велико, ухудшаются характеристики химической конверсионной обработки, поэтому предпочтительно устанавливаются содержание Si 1,20% или меньше. С другой стороны, на практике сложно получить в стали содержание Si ниже 0,001%, поэтому это значение устанавливается как нижний предел.
Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%
Mn также является действенным элементом для повышения механической прочности стального листа, но когда содержание Mn становится больше 4,0%, ухудшается обрабатываемость, поэтому это значение устанавливается как верхний предел. С другой стороны, на практике сложно получить в стали содержание Mn ниже 0,01%, поэтому это значение устанавливается как нижний предел. Кроме того, если помимо Mn не добавляются в достаточной степени такие элементы, как Ti, который подавляет образование горячих трещин, вызванное S, желательно добавлять Mn в количестве, удовлетворяющем условию Mn/S ≥20 масс.%. Далее, Mn является элементом, который при увеличении содержания расширяет область температур аустенита в сторону низких температур, улучшает закаливаемость и облегчает образование структур при превращении при непрерывном охлаждении, имеющих отличную обрабатываемость для снятия заусенцев. Этот эффект плохо проявляется при содержании Mn ниже 1%, поэтому желательно добавлять 1% или больше.
P: не менее 0,001% и не более 0,15%
S: не менее 0,0005% и не более 0,03%
Что касается верхних пределов P и S, содержание P устанавливается 0,15% или меньше, а содержание S 0,03% или меньше, соответственно. Это делается для того, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей или холодной прокатки. Нижние пределы содержаний P и S устанавливаются 0,001% для P и 0,0005% S, как величины, применимые в современном общем рафинировании (в том числе вторичном рафинировании).
Al: не менее 0,001% и не более 2,0%
Для раскисления добавляют 0,001% или больше Al. Если требуется достаточное раскисление, предпочтительно добавить 0,01% или больше. Далее, Al является также элементом, значительно повышающим температуру превращения из γ в α. Однако, если его слишком много, ухудшается свариваемость, поэтому устанавливают верхний предел 2,0%. Предпочтительно его устанавливают на уровне 1,0% или меньше.
N: не менее 0,0005% и не более 0,01%
O: не менее 0,0005% и не более 0,01%
N и O являются примесями, и содержание обоих устанавливают 0,01% или меньше, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости. Нижние пределы содержаний обоих элементов устанавливают на уровне 0,0005%, что достижимо при современном общем рафинировании (в том числе вторичном рафинировании). Однако, предпочтительно устанавливать верхние пределы 0,001% или больше, чтобы ослабить чрезмерное повышение расходов на выплавку стали.
Si+Al: менее 1,0%
Когда содержится слишком много Si и Al, подавляется выделение цементита при перестаривающей обработке, и доля остаточного аустенита становится слишком большой, так что полное количество добавленных Si и Al устанавливается менее 1%.
Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%
Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%
V: не менее 0,001% и не более 1,0%
W: не менее 0,001% и не более 1,0%
Далее, когда прочность достигается в результате дисперсионного твердения, предпочтительно образовывать мелкие карбонитриды. Для достижения дисперсионного твердения эффективно добавлять Ti, Nb, V и W, и может содержаться один, два или более из этих элементов.
Чтобы получить этот эффект добавлением Ti, Nb, V и W, необходимо добавить 0,001% Ti, 0,001% Nb, 0,001% или более V и 0,001% или более W. Когда дисперсионное твердение особенно необходимо, желательно добавлять 0,01% или более Ti, 0,005% или более Nb, 0,01% или более V и 0,01% или более W. Однако если добавить их слишком много, повышения прочности больше не происходит и, кроме того, подавляется рекристаллизация после горячей прокатки, так что становится затруднительным осуществлять контроль ориентации кристаллов после отжига холоднокатаной стали, так что необходимо устанавливать содержание Ti 0,20% или меньше, содержание Nb 0,20% или меньше, содержание V 1,0% или меньше и содержание W 1,0% или меньше.
B: не менее 0,0001% и не более 0,0050%
Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%
Cr: не менее 0,001% и не более 2,0%
Cu: не менее 0,001% и не более 2,0%
Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%
Co: не менее 0,0001% и не более 1,0%
Sn: не менее 0,0001% и не более 0,2%
Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%
As: не менее 0,0001% и не более 0,50%
Когда прочность обеспечивают повышением закаливаемости структуры, чтобы осуществить регулирование второй фазы, эффективно добавить один, два или более элементов из B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr и As. Чтобы получить этот эффект, необходимо добавить 0,0001% или больше B, 0,001% или больше каждого из Mo, Cr, Cu и Ni и 0,0001% или больше каждого из Co, Sn, Zr и As. Однако, если их добавить слишком много, обрабатываемость, напротив, ухудшится, так что верхний предел B устанавливают на 0,0050%, верхний предел Mo на 1,00%, верхний предел каждого из Cr, Cu и Ni на 2,0%, верхний предел Co на 1,0%, верхний предел каждого из Sn и Zr на 0,2% и верхний предел As на 0,50%.
Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%
REM: не менее 0,0001% и не более 0,1%
Ca: не менее 0,0001% и не более 0,010%
Mg, REM и Ca являются важными элементами, которые следует добавлять для улучшения локальной способности к формоизменению и для того, чтобы сделать включения безвредными. Чтобы получить этот эффект, нижний предел каждого из них установлен на 0,0001%. С другой стороны, чрезмерное добавление ведет к ухудшению чистоты, так что в качестве верхнего предела было принято 0,010% для Mg, 0,1% для REM и 0,010% для Ca.
Структура металла
Далее будет описана структура металла холоднокатаного стального листа по настоящему изобретению.
Структура металла холоднокатаного стального листа по настоящему изобретению имеет долю поверхности бейнита 95% или больше, предпочтительно бейнит является единственной фазой. Это объясняется тем, что когда структура металла состоит из бейнита, можно достичь прочности и возможности раздачи отверстий. Кроме того, эта структура создается в результате превращения при относительно высокой температуре, так что при получении стали нет необходимости охлаждать ее до низкой температуры, и эта структура является предпочтительной также и в отношении стабильности материала и производительности.
В качестве баланса допускается 5% или меньше проэвтектоидного феррита, перлита, мартенсита и остаточного аустенита. Проэвтектоидный феррит не создает проблем, если только он достаточно отвержден дисперсионно, но проэвтектоидный феррит иногда становится мягким в зависимости от химического состава, и когда его доля становится больше 5%, возможность раздачи отверстий слегка снижается из-за разницы твердости с бейнитом. Кроме того, когда доля перлита становится больше 5%, иногда ухудшаются прочность и обрабатываемость. Когда доля мартенсита и остаточного аустенита, который должен быть преобразован в мартенсит под действием деформации, становится больше или равной 1% и больше 5%, соответственно, граница раздела между бейнитом и более твердой структурой, чем бейнит, становится исходной точкой для образования трещин, и ухудшается возможность раздачи отверстий.
Таким образом, пока содержание бейнита устанавливается на уровне 95% или выше, доля проэвтектоидного феррита, перлита, мартенсита и остаточной γ-фазы, являющихся балансом, будет составлять 5% или меньше, так что прочность и возможность раздачи отверстий хорошо сбалансированы. Однако, как описано выше, необходимо устанавливать содержание мартенсита менее 1%.
При этом бейнит в настоящем изобретении является микроструктурой, определяемой как структура, образующаяся в результате превращений при непрерывном охлаждении (Zw), считающаяся промежуточной между микроструктурой, содержащей полигональный феррит и перлит, образуемые по диффузионному механизму, и мартенсит, образуемый по недиффузионному механизму сдвига, как описано в отчете Института черной металлургии Японии, Общество по фундаментальным исследованиям, в "Recent Research on Bainitic Microstructures and Tranformation Behavior of Low Carbon Steels" (Последние исследования бейнитных микроструктур и характеристик превращений низкоуглеродистых сталей), окончательный отчет комитета по исследованию бейнита (1994, издано Bainite Research Committee, The Iron and Steel Institute of Japan).
B
B
q
r
Таким образом, структура, образующаяся в результате превращений при непрерывном охлаждении (Zw), определенная как микроструктура, состоящая в основном из бейнитного феррита (α°), гранулярного бейнитного феррита (α), квази-полигонального феррита (α) и содержащая, кроме того, незначительные количества остаточного аустенита (γ) и мартенсита-аустенита (MA), эта структура описана в цитированной выше литературе на страницах 125-127 как наблюдаемая в оптический микроскоп.
q
q
q
Кстати, аналогично полигональному ферриту (PF), внутренняя структура α не проявляется травлением, но форма α является игольчатой, и она определенно отличается от PF. При этом, если у целевого кристаллического зерна, длина которого по периферии равна lq, а диаметр эквивалентной сферы равен dq, отношение lq/dq удовлетворяет условию lq/dq≥3,5, то это зерно относится к структуре α.
B
B
q
r
r
Структура (Zw), образующаяся в результате превращений при непрерывном охлаждении, определяется, согласно настоящему изобретению, как микроструктура, содержащая одну, две или более фаз типа α°, α, α, γ и MA. При этом полное содержание γ и MA, которых мало, устанавливается на уровне 3% или меньше.
Иногда бывают случаи, что эту структуру, образованную в результате превращений при непрерывном охлаждении, (Zw) нелегко распознать при обследовании в оптический микроскоп шлифа, полученного травлением ниталем. В таком случае ее выявляют, применяя метод EBSP-OIM™.
Метод EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern+Orientation Image Microscopy, заявленный торговый знак) включает оборудование и программное обеспечение, согласно этому методу сильно наклоненный образец в сканирующем электронном микроскопе SEM (Scanning Electron Microscope) облучется пучком электроном, дифракционная картина Кикучи, образованная в результате обратного рассеяния, фотографируется высокочувствительной камерой, и изображение обрабатывается компьютером, в результате ориентация кристаллов в точке облучения определяется в течение короткого времени.
В способе EBSP можно количественно проанализировать микроструктуру и ориентацию кристаллов на поверхности объемного образца, и пока анализируемая площадь находится в пределах, которые можно наблюдать в SEM, площадь можно проанализировать с минимальным разрешением 20 нм, в зависимости от разрешения SEM. Анализ методом EBSP-OIM проводится путем отображения анализируемой площади посредством десятков тысяч равноотстоящих координат в течение несколько часов. Можно увидеть распределение ориентаций кристаллов и размеры кристаллических зерен в образце поликристаллического материала. В настоящем изобретении структура, различимая на отображении, с разориентацией между пакетами, определенной как 15°, также для удобства может быть определена как структура, образованная в результате превращений при непрерывном охлаждении, (Zw).
Кроме того, структурная фракция проэвтектоидного феррита была получена способом KAM (Kernel Average Misorientation - средняя разориентация ядер), оснащенным EBSP-OIM. Способ KAM таков, что расчет, при котором усредняются разориентации пикселей среди шести соседних пикселей (первое приближение) определенного правильного шестиугольника результатов измерений, или 12 пикселей (второе приближение), расположенных снаружи от шести пикселей, или 18 пикселей (третье приближение), расположенные еще дальше, снаружи 12 пикселей, и полученное значение устанавливается как значение центрального пикселя, проводится для каждого пикселя.
Этот расчет проводится так, чтобы не выйти за границу зерна, позволяя тем самым создать карту отображений, представляющую изменение ориентации внутри зерна. То есть, эта карта представляет распределение напряжений на основе локального изменения ориентации в пределах зерна. Отметим, что в качестве условия анализа в настоящем изобретении принимается, что способом EBSP-OIM разориентация соседних элементов изображения рассчитывается в третьем приближении, и на экран выводится элемент, имеющий разориентацию 5° или меньше.
В настоящем изобретении проэвтектоидный феррит определяется как микроструктура, в которой планарная доля пикселей, разориентация которых, рассчитанная в третьем приближении, составляет 1° или меньше, как описано выше. Это объясняется тем, что полигональный проэвтектоидный феррит, образованный в результате превращений при высокой температуре, образуется по диффузионному механизму превращения, таким образом, плотность дислокаций мала, и напряжения в зерне малы, поэтому разница ориентации кристаллов в зерне мала, и, согласно результатам различных исследований, которые были проведены к настоящему времени авторами настоящего изобретения, объемная доля полигонального феррита, определенная обследованием в оптический микроскоп, и доля площади с разориентацией 1°, определенной в третьем приближении, измеренной способом KAM, по существу согласуются друг с другом.
Способ получения
Далее будет описан способ получения холоднокатаного стального листа по настоящему изобретению. Чтобы получить отличную способность к локальной деформации, важно сформировать текстуру, имеющую заданную полюсную плотность, и изготовить стальной лист, удовлетворяющий условиям получения мелких одноосных кристаллических зерен и гомогенизации кристаллических зерен. Одновременно ниже будут описаны детали технологических условий, удовлетворяющих этим требованиям.
Технологический процесс до горячей прокатки особо не ограничивается. Таким образом, после плавки в шахтной печи, электрической печи и подобном, может различными способами проводиться вторичное рафинирование, и следующая разливка может проводиться путем обычной непрерывной разливки, или способом разливки в слитки, или другим способом, как разливка тонких слябов. В случае непрерывной разливки можно один раз охладить отлитый сляб до низкой температуры, после чего повторно нагреть его, чтобы подвергнуть затем горячей прокатке, или можно также подвергнуть отлитый сляб горячей прокатке в непрерывном режиме. В качестве сырья можно также использовать лом.
Далее, при горячей прокатке можно также соединять листовой прокат после черновой прокатки, чтобы чистовую прокатку проводить в непрерывном режиме. В этом случае можно также смотать черновой прокат в рулон, хранить под укрытием, выполняющим при необходимости функцию теплоизоляции, и снова размотать, чтобы затем соединить.
Первая горячая прокатка
Сляб, извлеченный из нагревательной печи, подвергают процессу черновой прокатки, проводя сначала горячую прокатку для прокатывания начерно, тем самым получая черновой прокат. Высокопрочный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, согласно настоящему изобретению, получают, когда удовлетворяются следующие требования. Во-первых, важен диаметр аустенитных зерен в прокате после черновой прокатки, а именно, перед чистовой прокаткой, и желательно, чтобы диаметр аустенитных зерен перед чистовой прокаткой был мал; кроме того, обнаружилось, что диаметр аустенитных зерен 200 мкм или меньше сильно способствует измельчению зерен в единице зеренной структуры и гомогенизации основной фазы.
Чтобы получить диаметр аустенитных зерен 200 мкм или меньше перед чистовой прокаткой, нужно, как показано на фиг. 3, при черновой прокатке в диапазоне температур не ниже 1000°C и не выше 1200°C, провести прокатку один или более раз со степенью обжатия по меньшей мере 40% или больше.
Когда степень обжатия и число обжатий больше, можно получить мелкие зерна, и чтобы с эффективностью достичь этого результата, желательно установить диаметр аустенитных зерен 100 мкм или меньше, и чтобы достичь этого, желательно провести прокатку с обжатием 40% или больше два или более раз. Однако если при черновой прокатке степень обжатия больше 70%, и прокатка проводится более 10 раз, возникает опасение, что снизится температура, или будет чрезмерное образование окалины.
Таким образом, уменьшение диаметра аустенитных зерен перед чистовой прокаткой эффективно для улучшения способности к локальной деформации посредством более позднего контроля промотирования рекристаллизации аустенита на чистовой прокатке, что делает зерна мелкими и дает одноосные зерна в единице зеренной структуры в окончательной структуре. Предполагается, что причина этого в том, что границы аустенитных зерен после черновой прокатки (а именно перед чистовой прокаткой) действуют как зародыши рекристаллизации во время чистовой прокатки.
Чтобы установить диаметр аустенитных зерен после черновой прокатки, листовую деталь перед тем, как подвергнуть ее чистовой прокатке, желательно как можно лучше закалить, и листовую деталь охлаждают со скоростью охлаждения 10°C/сек или больше, структуру сечения листовой детали подвергают травлению, чтобы проявились границы аустенитных зерен, и границы аустенитных зерен анализируют в оптическом микроскопе. В этом случае при увеличении 50 или больше измеряют не менее 20 полей обзора путем анализа изображений или способом подсчета точек.
Вторая горячая прокатка
После завершения процесса черновой прокатки (первая горячая прокатка) начинают процесс чистовой прокатки, являющейся второй горячей прокаткой. Время между завершением процесса черновой прокатки и началом процесса чистовой прокатки желательно установить в 150 секунд или меньше.
В процессе чистовой прокатки (вторая горячая прокатка) температуру начала чистовой прокатки желательно установить 1000°C или выше. Если температура начала чистовой прокатки ниже 1000°C, то при каждом проходе чистовой прокатки температура прокатки, применяемая к прокатываемому черновому прутку, снижается, обжатие проводится вне диапазона температуры рекристаллизации, формируется текстура и, таким образом, ухудшается изотропность.
При этом верхний предел температуры начала чистовой прокатки особо не ограничивается. Однако если он составляет 1150°C или больше, то перед конечной чистовой прокаткой и между проходами вероятно возникновение пузырей, являющихся исходной точкой чешуйчатых веретенообразных дефектов окалины между железной основой стального листа и поверхностной окалиной, поэтому желательно, чтобы температура начала чистовой прокатки была ниже 1150°C.
При чистовой прокатке устанавливается температура T1, определяемая химическим составом стального листа, и в диапазоне температур не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C прокатка проводится по меньшей мере один раз с обжатием 30% или больше за один проход. Далее, полная степень обжатия при чистовой прокатке устанавливается 50% или больше. Если это условие удовлетворяется, то в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> становится меньше 4,0, и полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> становится меньше или равной 5,0. Это делает возможным получение локальной деформируемости конечного продукта.
При этом температура T1 рассчитывается из выражения (1) ниже.
T1(°C)=850+10·(C+N)·Mn+350·Nb+250·Ti+40·B+10·Cr+100·Mo+100·V
(1)
Каждый из C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo и V означает содержание элемента в масс.%.
Фиг. 4 и фиг. 5 показывают соотношение между степенью обжатия в каждом диапазоне температур и полюсной плотностью каждой ориентации. Как показано на фигурах 4 и 5, большое обжатие в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C и малое обжатие после этого в диапазоне от T1 или выше и ниже T1+30°C контролирует среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и полюсной плотности ориентации кристаллов {332}<113> в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, тем самым резко улучшается способность к локальной деформации конечного продукта, как показано в таблицах 2 и 3 описываемых ниже примеров.
Сама температура T1 определена эмпирически. Авторы настоящего изобретения на экспериментах эмпирически установили, что рекристаллизация в аустенитной области каждой стали облегчается на основе температуры T1. Чтобы получить лучшую способность к локальной деформации, важно аккумулировать напряжения в результате большого обжатия, и существенно, чтобы полная степень обжатия составляла 50% или больше. Далее, желательно сделать обжатие больше или равным 70%, но с другой стороны, если взять степень обжатия больше 90%, как результат добавляются обеспечение температуры и чрезмерное давление при прокатке.
Если полная степень обжатия в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C меньше 50%, напряжения, которые нужно аккумулировать при горячей прокатке, недостаточны, и рекристаллизация аустенита не продвигается в достаточной мере. Таким образом, развивается текстура, и ухудшается изотропность. Когда полная степень обжатия больше или равна 70%, достаточную изотропность можно получить даже с учетом колебаний, приписываемым флуктуациям температуры или подобному. С другой стороны, если полная степень обжатия превышает 90%, становится сложным достичь температурного диапазона T1+200°C или ниже из-за выделения тепла при обработке, и, кроме того, повышается нагрузка при прокатке, так что возникает риск затруднения осуществления прокатки.
В чистовой прокатке, чтобы облегчить однородную рекристаллизацию, вызванную снятием накопленных напряжений, прокатка проводится при обжатии 30% или больше за один проход по меньшей мере один раз в диапазоне температур не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C.
При этом, чтобы способствовать однородной рекристаллизации, необходимо по возможности снизить степень обработки в диапазоне температур ниже T1+30°C. Чтобы достичь этого, желательно установить степень обжатия при температуре ниже T1+30°C меньше или равной 30%. Для точности толщины и формы листа желательна степень обжатия 10% или меньше. Когда, кроме того, нужно получить изотропность, степень обжатия в температурном диапазоне ниже T1+30°C желательно установить нулевую.
Желательно заканчивать чистовую прокатку при температуре T1+30°C или выше. При горячей прокатке при температуре ниже T1+30°C гранулярные аустенитные зерна, один раз перекристаллизованные, являются удлиненными, тем самым вызывая риск ухудшения изотропности.
Таким образом, в способе получения согласно настоящему изобретению, в чистовой прокатке, благодаря однородной и тонкодисперсной рекристаллизации аустенита, контролируется текстура продукта и улучшается способность к локальной деформации, например, возможность раздачи отверстий или сгибаемость.
Степень обжатия можно определить из фактических рабочих характеристик или расчетом из давления при прокатке, изменения толщины листа и/или подобного. Температуру можно реально измерить термометром между клетями прокатного стана или можно рассчитать по модели, учитывающей тепловыделение при обработке, из скорости линии, степени обжатия, или/и подобного. Таким образом, легко подтвердить, выполняется или нет прокатка, предписанная в настоящем изобретении.
3
Если горячая прокатка завершается при температуре Ar или меньше, горячий прокат становится двухфазной структурой аустенита и феррита, и накопление группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> становится значительным. В результате способность к локальной деформации значительно ухудшается.
Чтобы измельчить кристаллические зерна и подавить образование вытянутых зерен, максимальное тепловыделение при обработке во время обжатия при температуре не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C, а именно, диапазон повышения температуры при обжатии желательно снизить до 18°C или меньше. Чтобы достичь этого, желательно применять охлаждение между клетями или подобное.
Первичное охлаждение
После проведения конечного обжатия со степенью обжатия 30% или больше в чистовой прокатке первичное охлаждение начинают таким образом, чтобы время ожидания t (сек) удовлетворяло выражению (2) ниже,
t≤2,5 t1
(2)
Здесь t1 получается из выражения (3) ниже.
t1=0,001·(Tf-T1) P1/100)<sup>2</sup>-0,109·((Tf-T1)·P1/100)+3,1
(3)
В выражении (3) выше Tf означает температуру стальной заготовки, полученную после конечного обжатия со степенью обжатия 30% или больше, и P1 означает степень обжатия на конечном обжатии со степенью обжатия 30% или больше.
В этой связи выражение "конечное обжатие со степенью обжатия 30% или больше" указывает, что прокатка проводилась в конце в числе прокаток, степень обжатия при которых была 30% или больше, в числе многопроходных прокаток, проводимых при чистовой прокатке. Например, когда при чистовой прокатке, проводимой в несколько проходов, степень обжатия в прокатке, проводимой на конечной стадии, составляет 30% или больше, прокатка, проводимая на конечной стадии, является "конечным обжатием со степенью обжатия 30% или больше." Далее, если при чистовой прокатке, проводимой в несколько проходов, степень обжатия в прокатке, осуществляемой до конечной стадии, равна 30% или больше, и после проведения прокатки, предшествующей конечной стадии (прокатка со степенью обжатия 30% или больше), не проводится прокатка, степень обжатия при которой будет составлять 30% или больше, то "конечное обжатие со степенью обжатия 30% или больше" соответствует прокатке, предшествующей конечной стадии (прокатка со степенью обжатия 30% или больше).
При чистовой прокатке на диаметр аустенитных зерен сильно влияет время ожидания t (сек) до начала первичного охлаждения после конечного обжатия со степенью обжатия 30% или больше. Так, оно сильно влияет на долю равноосных зерен и долю крупных зерен в стальном листе.
Если время ожидания t превышает t1×2,5, рекристаллизация уже почти завершена, но кристаллические зерна значительно увеличиваются в размерах, и продолжается укрупнение зерен, тем самым величина r и удлинение ухудшаются.
Кроме того, время ожидания t (сек) удовлетворят выражению (2a) ниже, тем самым позволяя преимущественно подавить рост кристаллических зерен. Следовательно, даже если рекристаллизация не продвинулась в достаточной степени, можно в достаточной степени улучшить удлинение стального листа и одновременно улучшить усталостные свойства.
t<t1
(2a)
Одновременно, время ожидания t (сек) удовлетворяет, кроме того, выражению (2b) ниже, и благодаря этому рекристаллизация повышается в достаточной степени, и ориентации кристаллов рандомизируются. Таким образом, можно в достаточной степени улучшить удлинение стального листа и одновременно значительно улучшить изотропность.
t1≤t≤t1×2,5
(2b)
Здесь, как показано на фиг. 6, на линии 1 непрерывной горячей прокатки стальную заготовку (сляб), нагретую до заданной температуры в нагревательной печи, последовательно прокатывают в черновом стане 2 и в чистовом стане 3, получая горячекатаный стальной лист 4, имеющий заданную толщину, и горячекатаный стальной лист 4 проводят на рольганг 5. В способе получения по настоящему изобретению, в процессе черновой прокатки (первая горячая прокатка), проводимом в черновом стане 2, прокатка со степенью обжатия 40% или больше проводится на стальной заготовке (слябе) один или более раз в температурном диапазоне не ниже 1000°C и не выше 1200°C.
Черновой прокат, прокатанный таким способом до заданной толщины в черновом стане 2, прокатывают затем начисто (подвергают второй горячей прокатке) в нескольких клетях 6 чистового стана 3, получая горячекатаный стальной лист 4. Затем в чистовом стане 3 прокатка при обжатии 30% или больше проводится в один проход по меньшей мере один раз в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C. Кроме того, в чистовом стане 3 полная степень обжатия будет составлять 50% или больше.
Далее, в процессе чистовой прокатки, после проведения конечного обжатия со степенью обжатия 30% или больше, начинают первичное охлаждение таким образом, чтобы время ожидания t (сек) удовлетворяло выражению (2) выше или одному из выражений (2a) или (2b) выше. Начало этого первичного охлаждения осуществляется с помощью межклетьевых охлаждающих сопел 10, расположенных между соответствующими двумя клетями 6 чистового стана 3, или с помощью охлаждающих сопел 11, расположенных в рольганге 5.
Например, если конечное обжатие со степенью обжатия 30% или больше проводится только в клети 6, находящейся на передней площадке чистового стана 3 (на фиг. 6 слева, на стороне впуска проката), а прокатка, степень обжатия при которой будет не ниже 30%, не проводится в клети 6, расположенной на задней площадке чистового стана 3 (на фиг. 6 справа, на стороне выпуска проката), то если первичное охлаждение начинается охлаждающими соплами 11, расположенными в рольганге 5, иногда возникает ситуация, что время ожидания t (сек) не удовлетворяет выражению (2) выше или выражениям (2a) и (2b) выше. В такой ситуации первичное охлаждение начинают с помощью межклетьевых охлаждающих сопел 10, расположенных между соответствующими двумя клетями 6 чистового стана 3.
Далее, если, например, конечное обжатие со степенью обжатия 30% или больше проводится в клети 6, расположенной на задней площадке чистового стана 3 (на фиг. 6 справа, на стороне выпуска проката), то даже если пуск первичного охлаждения осуществляется с помощью охлаждающих сопел 11, расположенных в рольганге 5, иногда бывают ситуации, что время ожидания t (сек) может удовлетворять выражению (2) выше или выражениям (2a) и (2b) выше. В таком случае первичное охлаждение также можно начать с помощью охлаждающих сопел 11, находящихся в рольганге 5. Само собой разумеется, когда процесс конечного обжатия со степенью обжатия 30% или больше завершен, первичное охлаждение можно также начинать с помощью межклетьевых охлаждающих сопел 10, расположенных между двумя соответствующими клетями 6 чистового стана 3.
Затем на этом первичном охлаждении проводится охлаждение со средней скоростью 50°C/сек или больше, и изменение температуры (падение температуры) становится не меньше 40°C и не больше 140°C.
3
Если изменение температуры меньше 40°C, рекристаллизованные аустенитные зерна увеличиваются в размерах, и ухудшается низкотемпературная вязкость. Изменение температуры устанавливают на уровне 40°C или больше, позволяя тем самым подавить укрупнение аустенитных зерен. Если изменение температуры составляет менее 40°C, этого эффекта нельзя достичь. С другой стороны, когда изменение температуры превышает 140°C, рекристаллизация становится недостаточной, затрудняя получение целевой рандомизированной текстуры. Кроме того, ферритную фазу, эффективную для удлинения, также нелегко получить, и твердость ферритной фазы становится высокой, в результате ухудшаются также удлинение и способность к локальной деформации. Далее, если изменение температуры превышает 140°C, вероятно возникновение выхода за пределы точки превращения Ar. В этом случае, даже при превращении из рекристаллизованного аустенита, в результате уменьшения возможности выбора вариантов, формируется текстура и, следовательно, снижается изотропность.
Когда средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении ниже ожидаемых 50°C/сек, рекристаллизованные аустенитные зерна увеличиваются в размерах, и ухудшается низкотемпературная вязкость. Верхний предел средней скорости охлаждения особо не задается, но с точки зрения формы стального листа считается подходящим 200°C/сек или меньше.
Далее, чтобы подавить рост зерен и получить улучшенную низкотемпературную вязкость, желательно использовать охлаждающее устройство между проходами или подобным, чтобы довести тепловыделение при обработке между соответствующими клетями чистовой прокатки до 18°C или ниже.
Степень обжатия (степень прокатки) можно определить из фактических рабочих характеристик или расчетом из давления при прокатке, изменения толщины листа и/или подобного. Температуру стальной заготовки во время прокатки можно реально измерить термометром, расположенным между клетями, или можно рассчитать по модели, учитывающей тепловыделение при обработке, из скорости линии, степени обжатия, или/и подобного, или можно получить обоими способами.
Далее, как пояснялось ранее, чтобы облегчить однородную рекристаллизацию, степень деформации в температурном диапазоне ниже T1+30°C желательно сделать как можно меньше, а степень обжатия в температурном диапазоне ниже T1+30°C желательно сделать 30% или меньше. Например, если в чистовом стане 3 на линии 1 непрерывной горячей прокатки, показанной на фиг. 6, при проходе через одну, две или более клетей 6, расположенных на передней площадке (на фиг. 6 слева, сторона ввода проката), стальной лист имеет температуру в диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C, а при проходе через одну, две или более клетей 6, расположенных на стороне задней площадки (на фиг. 6 справа, на стороне выпуска проката), стальной лист находится при температуре ниже T1+30°C, то когда стальной лист проходит через одну, две или более клетей 6, расположенных на стороне задней площадки (на фиг. 6 справа, на стороне выпуска проката), не важно, проводится или не проводится обжатие, желательно, чтобы суммарная степень обжатия в диапазоне ниже T1+30°C была меньше или равна 30%. С точки зрения точности толщины листа и формы листа, желательно, чтобы полная степень обжатия в диапазоне ниже T1+30°C составляла 10% или меньше. Если, кроме того, нужно получить изотропность, степень обжатия в температурном диапазоне ниже T1+30°C желательно должна быть нулевой.
В способе получения по настоящему изобретению скорость прокатки особо не ограничивается. Однако, если скорость прокатки на стороне конечной клети чистовой прокатки меньше 400 м/мин, γ-зерна вырастают крупными, уменьшаются области, в которых может выделяться феррит, чтобы получить пластичность, таким образом, вероятно ухудшение пластичности. Хотя верхний предел скорости прокатки особо не ограничивается, так как эффект от настоящего изобретения может быть достигнут, но в реальности из-за ограничений оборудования скорость прокатки составляет не более 1800 м/мин. Поэтому желательно, чтобы в процессе чистовой прокатки скорость прокатки была не ниже 400 м/мин и не выше 1800 м/мин.
В этой связи, после первичного охлаждение проводится намотка при подходящей температуре, и можно получить исходный горячекатаный лист. В настоящем изобретении микроструктура холоднокатаного стального листа формируется в основном позднее при холодной прокатке или при термообработке после холодной прокатки. Поэтому характер охлаждения при намотке не требуется очень строго контролировать.
Холодная прокатка
Исходный горячекатаный лист, полученный как описано выше, подвергают травлению по потребности, чтобы подвергнуть холодной прокатке со степенью обжатия не менее 30% и не более 70%. Когда степень обжатия составляет 30% или меньше, становится затруднительным позднее вызвать рекристаллизацию при нагреве и выдерживании, что приводит к снижению доли равноосных зерен и, кроме того, кристаллические зерна после нагрева станут крупными. Если прокатка проводится с обжатием более 70%, во время нагрева формируется текстура, таким образом, анизотропия становится значительной. Поэтому устанавливают степень обжатия 70% или меньше.
Нагрев и выдерживание
3
3
3
3
Затем холоднокатаный стальной лист нагревают до температуры в диапазоне от Ae до 950°C и выдерживают от 1 до 300 сек в температурном диапазоне от Ae до 950°C, чтобы получить сталь с единственной аустенитной фазой или по существу с единственной аустенитной фазой. Благодаря этому нагреву и выдерживанию удаляется деформационное упрочнение. Чтобы таким способом нагреть стальной лист после холодной прокатки до температуры в диапазоне от Ae до 950°C, средняя скорость нагрева от температуры не ниже комнатной и до температуры не выше 650°C устанавливается на значение HR1 (°C/сек), определяемое из выражения (5) ниже, а средняя скорость нагревания от температуры выше 650°C до диапазона (от Ae до 950°C) устанавливается на значение HR2 (°C/сек), определяемое выражением (6) ниже.
HR1≥0,3
(5)
HR2≤0,5×HR1
(6)
Горячая прокатка проводится в вышеописанных условиях, и затем проводится первичное охлаждение, в результате чего кристаллические зерна измельчаются, и достигается рандомизация ориентации кристаллов. Однако, при проводимой после этого холодной прокатке формируется выраженная текстура, и эта текстура, по-видимому, сохраняется в стальном листе. В результате уменьшается значение r, уменьшается удлинение стального листа, и снижается изотропность. Поэтому желательно по возможности устранить текстуру, которая сформировалась при холодной прокатке, путем осуществления надлежащего нагрева, проводимого после холодной прокатки. Чтобы достичь этого, необходимо распределить среднюю скорость нагревания на две стадии, представленные выражениями (5) и (6) выше.
Точная причина, почему текстура и свойства стального листа улучшаются благодаря этому двухступенчатому нагреву, неясна, но, по-видимому, этот эффект связан с выходом дислокаций, введенных при холодной прокатке и рекристаллизации. Таким образом, движущей силой для протекания рекристаллизации в стальном листе при нагреве являются напряжения, аккумулированные в листе при холодной прокатке. Если средняя скорость нагревания HR1 в температурном диапазоне не ниже комнатной температуры и не выше 650°C, мала, дислокации, введенные в результате холодной прокатки, выходят, и рекристаллизации не происходит. В результате текстура, сформированная во время холодной прокатки, остается неизменной, и ухудшаются такие свойства, как изотропность. Если средняя скорость нагревания HR1 в температурном диапазоне не ниже комнатной температуры и не выше 650°C меньше 0,3°C/сек, дислокации, возникшие при холодной прокатке, выходят, что приводит к тому к сохранению выраженной текстуры, сформированной во время холодной прокатки. Поэтому необходимо устанавливать среднюю скорость нагревания HR1 в температурном диапазоне не ниже комнатной температуры и не выше 650°C больше или равной 0,3 (°C/сек).
3
3
С другой стороны, когда средняя скорость нагревания HR2 в диапазоне от 650°C до (от Ae до 950°C) большая, феррит, имеющийся в стальном листе после холодной прокатки, не рекристаллизуется, и остается нерекристаллизованный феррит в состоянии деформирования. Если, в частности, сталь с содержанием C 0,01% или больше нагревают в двухфазной области феррита и аустенита, образованный аустенит блокирует рост рекристаллизованного феррита, поэтому более вероятно сохранение нерекристаллизованного феррита. Этот нерекристаллизованный феррит имеет выраженную текстуру, что оказывает отрицательное влияние на такие свойства, как величина r и изотропность, кроме того, этот нерекристаллизованный феррит содержит много дислокаций, поэтому резко ухудшается пластичность. Поэтому в температурном диапазоне от 650°C до (от Ae до 950°C) следует устанавливать среднюю скорость нагревания HR2 равной 0,5·HR1 (°C/сек) или меньше.
3
3
Далее, при вышеуказанной двухступенчатой средней скорости нагревания стальной лист нагревают до температуры в диапазоне от Ae до 950°C и выдерживают от 1 до 300 сек в этом температурном диапазоне. Если температура ниже этого диапазона, или если время меньше этого диапазона, доля бейнитной структуры не будет составлять 95% или больше в дальнейшем процессе вторичного охлаждения, и расширение границ локальной ковкости в результате контроля текстуры снижается. С другой стороны, если стальной лист непрерывно выдерживать при температуре выше 950°C или дольше чем 300 сек, кристаллические зерна становятся крупными, поэтому возрастает доля зерен размером меньше или равным 20 мкм. В этой связи, температура Ae [°C] рассчитывается из выражения (7) ниже через содержания C, Mn, Si, Cu, Ni, Cr и Mo [мас.%]. При этом, если выбранный элемент не содержится, расчет производится, приравнивая содержание выбранного элемента [масс.%] нулю.
Ae<sub>3</sub>=911-239C-36Mn+40Si-28Cu-20Ni-12Cr+63Mo
(7)
3
3
Кстати, при этом нагреве и выдерживании выдерживание означает не только выдерживание при постоянной температуре, достаточно удерживать стальной лист в температурном диапазоне от Ae до 950°C. До тех пор, пока стальной лист остается в температурном диапазоне от Ae до 950°C, температуру листа можно менять.
Вторичное охлаждение
4
Затем проводится вторичное охлаждение до температуры 500°C или ниже, так, чтобы средняя скорость охлаждения в диапазоне температур от Ae до 500°C была не ниже 10°C/сек и не выше 200°C/сек. Если скорость вторичного охлаждения ниже 10°C/сек, феррит образуется в чрезмерной степени, тем самым делая невозможным довести содержание бейнитной фракции до 95% или больше, и приводя к тому, что снижаются пределы расширения локальной пластичности благодаря контролю текстуры. С другой стороны, если установить скорость охлаждения более 200°C/сек, значительно ухудшается контролируемость при конечной температуре охлаждения, поэтому скорость охлаждения устанавливают на уровне 200°C/сек или меньше. Предпочтительно, среднюю скорость охлаждения от температуры HF (температура нагрева и выдерживания) до (0,5HF+250°C) устанавливают так, чтобы не превысить среднюю скорость охлаждения в диапазоне от 0,5HF+250°C до 500°C, чтобы надежно подавить ферритное превращение и перлитное превращение.
Перестаривающая термообработка
Чтобы способствовать бейнитному превращению, после вторичного охлаждения проводится перестаривающая термообработка в температурном диапазоне не ниже 350°C и не выше 500°C. Время выдерживания в этом температурном диапазоне устанавливается t2 (сек) или больше, где t2 удовлетворяет выражению (4) ниже в соответствии с температурой перестаривания T2. Однако, учитывая применяемый температурный диапазон в выражении (4), максимальное значение t2 устанавливают 400 секунд.
log(t2)=0,0002(T2-425)<sup>2</sup>+1,18
(4)
Кстати, в этой перестаривающей термообработке выдерживание означает не только выдерживание при постоянной температуре, достаточно, если стальной лист удерживается в температурном диапазоне не ниже 350°C и не выше 500°C. Например, стальной лист можно однократно охладить до 350°C, чтобы нагреть затем до 500°C, или же стальной лист можно охладить до 500°C, а затем охладить до 350°C.
При этом, даже если провести поверхностную обработку высокопрочного холоднокатаного стального листа по настоящему изобретению, эффект улучшения способности к локальной деформации не пропадет, и, например, на поверхность стального листа можно покрыть слоем гальванического покрытия или легированного гальванического покрытия способом погружения в горячий расплав. В этом случае эффект от настоящего изобретения можно получить, если нанести покрытие любым из способов: электролитическое покрытие, покрытие погружением в расплав, покрытие осаждением, образование органической защитной пленки, припрессовывание пленки, обработка органической солью/неорганической солью, обработка бесхромным веществом и подобное. Кроме того, стальной лист согласно настоящему изобретению может применяться не только для рельефообразования, но также для комбинированной деформации, состоящей в основном из гибочной обработки, как сгибание, образования выпуклых профилей и вытягивания.
Примеры
Далее будут описаны примеры настоящего изобретения. При этом условия в примерах являются примерами условий, применяемых для подтверждения применимости и эффектов настоящего изобретения, и настоящее изобретение не ограничено этими примерами условий. В настоящем изобретении могут применяться различные условия, пока цель настоящего изобретения достигается, оставаясь в пределах существа изобретения. Химические составы соответствующих сталей, использованных в примерах, указаны в таблице 1. Соответствующие условия получения приведены в таблице 2 и таблице 3. Кроме того, структурный состав и механические свойства соответствующих типов стали в условиях получения из таблицы 2 приведены в таблице 4. Структурный состав и механические свойства соответствующих типов стали в условиях получения, указанных в таблице 3, приведены в таблице 5. При этом каждое подчеркивание в таблицах указывает, что численное значение лежит вне пределов, установленных согласно настоящему изобретению, или вне предпочтительного диапазона согласно настоящему изобретению.
В качестве примеров будут пояснены результаты исследований, в которых использовались стали A-T, состав которых удовлетворяет указанному в формуле настоящего изобретения, и сравнительные стали a-i, химический состав которых указан в таблице 1. При этом в таблице 1 каждое численное значение химического состава означает массовые проценты.
r3
Эти стали отливали и затем, как есть или повторно нагретыми после однократного охлаждения до комнатной температуры, нагревали до температуры в диапазоне от 1000°C до 1300°C, после чего подвергали горячей прокатке в условиях, указанных в таблице 2 и таблице 3, и горячую прокатку завершали при температуре превращения A или выше. При этом в таблицах 2 и 3 латинские буквы A-T и латинские буквы a-i, добавленные к обозначениям типов стали, указывают, что они являются соответствующими компонентами сталей A-T и a-i из таблицы 1.
При горячей прокатке сначала осуществляли черновую прокатку, которую проводили один или более раз со степенью обжатия 40% или больше в диапазоне температур не ниже 1000°C и не выше 1200°C. Однако для сталей типа B2, H3 и J2 в таблице 2 и сталей типа B2', H3' и J2' в таблице 3 при черновой прокатке прокатку со степенью обжатия 40% или более в один проход не проводили. Число шагов обжатия и каждая степень обжатия (%) в черновой прокатке, а также диаметр аустенитных зерен (мкм) после черновой прокатки (перед чистовой прокаткой) приведены в таблицах 2 и 3.
По окончании черновой прокатки проводилась вторая, чистовая прокатка. При чистовой прокатке по меньшей мере один раз проводилась прокатка со степенью обжатия 30% или больше за один проход в диапазоне температур не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C, а в температурном диапазоне ниже T1+30°C полная степень обжатия устанавливалась 30% или меньше. При этом при чистовой прокатке прокатка со степенью обжатия 30% или больше проводилась при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C.
Однако для сталей типа G2, H4 и M3 в таблице 2 и сталей типа G2', H4' и M3' в таблице 3 прокатку со степенью обжатия 30% или больше в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C не проводили. Далее, для сталей типа F3 и H6 в таблице 2 и сталей типа F3' и H6' в таблице 3 полная степень обжатия в температурном диапазоне ниже T1+30°C была больше 30%.
Далее, при чистовой прокатке полная степень обжатия устанавливалась 50% или больше. Однако для сталей типа G2, H4 и M3 в таблице 2 и сталей типа G2', H4' и M3' в таблице 3 полная степень обжатия была меньше 50%.
Таблицы 2 и 3 показывают для чистовой прокатки степень обжатия (%) при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C и степень обжатия (%) за проход на стадии, предшествующей конечному проходу (степень обжатия за предпоследний проход). Далее, таблицы 2 и 3 показывают для чистовой прокатки полную степень обжатия (%) в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C и температуру Tf после обжатия при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C. При этом степень обжатия (%) при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже T1+30°C и не выше T1+200°C при чистовой прокатке является особенно важной, поэтому она приведена в таблицах 2 и 3 под обозначением P1.
После того, как было проведено конечное обжатие при степени обжатия 30% или больше в чистовой прокатке, первичное охлаждение начинали до того, как время ожидания t (сек) превысит 2,5·t1. При первичном охлаждении устанавливали среднюю скорость охлаждения 50°C/сек или больше. Далее, изменение температуры (степень снижения температуры) при первичном охлаждении устанавливали в диапазоне не менее 40°C и не более 140°C.
В условиях получения, указанных в таблице 2, после того как в чистовой прокатке было проведено конечное обжатие при степени обжатия 30% или больше, первичное охлаждение начинали до того, как время ожидания t (сек) превысит t1 (t<t1). С другой стороны, в условиях получения, указанных в таблице 3, после того как было проведено конечное обжатие при степени обжатия 30% или больше в чистовой прокатке, первичное охлаждение начинали до того, как время ожидания t (сек) выйдет из диапазона от t1 или больше до 2,5·t1 (t1≤t≤t1·2,5). При этом к каждому обозначению типа стали добавлялась обозначение (') в соответствии с условиями получения, указанными в таблице 3, чтобы различать диапазоны времени ожидания t (сек).
Однако для стали типа H13', указанной в таблице 3, первичное охлаждение начиналось после того, как время ожидания t (сек) превысит 2,5·t1, так как конечное обжатие в чистовой прокатке проводилось при степени обжатия 30% или больше. Для стали типа M2 в таблице 2 и стали типа M2' в таблице 3 изменение температуры (степень снижения температуры) при первичном охлаждении было меньше 40°C, а для стали типа H12 в таблице 2 и стали типа H12' в таблице 3 изменение температуры (степень снижения температуры) при первичном охлаждении было больше 140°C. Для стали типа H8 в таблице 2 и стали типа H8' в таблице 3 средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении была меньше 50°C/сек.
В таблицах 2 и 3 приведены значения t1 (сек) и 2,5·t1 (сек) для соответствующих типов стали. Кроме того, таблицы 2 и 3 показывают время ожидания t (сек) от завершения конечного обжатия при степени обжатия 30% или больше до начала первичного охлаждения, t/t1, среднюю скорость охлаждения (°C/сек) при первичном охлаждении и изменение температуры (степень охлаждения) (°C).
После первичного охлаждения проводилась намотка, и получали исходные горячекатаные листы толщиной от 2 до 5 мм каждый. В таблице 2 и таблице 3 приведены температуры (°C) сматывания полосы в рулон для соответствующих типов стали.
Далее, исходные горячекатаные листы травили, чтобы подвергнуть затем холодной прокатке при степени обжатия не менее 30% и не более 70% до толщины 1,2-2,3 мм. Однако, для сталей типа E2 и L2 в таблице 2 и типа E2' и L2' в таблице 3 степень обжатия при холодной прокатке составляла меньше 30%. Кроме того, для стали типа H11 в таблице 2 и типа H11' в таблице 3 степень обжатия при холодной прокатке была выше 70%. Таблицы 2 и 3 показывают степень обжатия (%) при холодной прокатке для соответствующих типов стали.
3
3
3
После холодной прокатки проводился нагрев до температурной области от Ae до 950°C и выдерживание в течение 1-300 секунд в этом температурном диапазоне. Далее, чтобы провести нагрев до температурного диапазона от Ae до 950°C, среднюю скорость нагревания HR1(°C/сек) от температуры не ниже комнатной и не выше 650°C устанавливали 0,3 или больше (HR1≥0,3), а среднюю скорость нагревания HR2(°C/сек) от температуры выше 650°C до (от Ae до 950°C) устанавливали 0,5·HR1 или меньше (HR2≤0,5·HR1).
3
3
3
Однако, для сталей типа C2 и G3 в таблице 2 и сталей типа C2' и G3' в таблице 3 температура нагрева была ниже Ae. Кроме того, для стали типа H10 в таблице 2 и стали типа H10' в таблице 3 температура нагрева была выше 950°C. Что касается стали типа N2 в таблице 2 и стали типа N2' в таблице 3, время выдерживания в температурном диапазоне от Ae до 950°C было больше 300 секунд. Далее, для стали типа E2 в таблице 2 и стали типа E2' в таблице 3 средняя скорость нагревания HR1 была меньше 0,3 (°C/сек). Для сталей типа C2, H6 и H8 в таблице 2 и сталей типа C2', H6' и H8' в таблице 3 средняя скорость нагрева HR2 (°C/сек) превышала 0,5·HR1. В таблицах 2 и 3 приведены значения Ae (°C), температуры нагрева (°C), времени выдерживания (сек) и средних скоростей нагрева HR1 и HR2 (°C/сек) для соответствующих типов стали.
3
После нагревания и выдерживания проводили вторичное охлаждение со средней скоростью охлаждения не меньше 10°C/сек и не больше 200°C/сек в диапазоне температур от Ae до 500°C. Однако, для стали типа H2 в таблице 2 и стали типа H2' в таблице 3 средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении была ниже 10°C/сек. Таблица 2 и таблица 3 приводят среднюю скорость охлаждения (°C/сек) при вторичном охлаждении для соответствующих типов стали.
После вторичного охлаждения проводили перестаривающую термообработку продолжительностью не менее t2 сек и не более 400 сек в диапазоне температур не ниже 350°C и не выше 500°C. Однако для стали типа H9 в таблице 2 и стали типа H9' в таблице 3 температура перестаривающей термообработки была ниже 350°C, а для стали типа A2 и I2 в таблице 2 и стали типа A2' и I2' в таблице 3 температура перестаривающей термообработки была выше 500°C. Далее, для стали типа D2 в таблице 2 и стали типа D2' в таблице 3 продолжительность перестаривающей термообработки была меньше t2 секунд, а для сталей типа A2, H9 и I2 в таблице 2 и сталей типа A2', H9' и I2' в таблице 3 продолжительность перестаривающей термообработки была больше 400 секунд. Таблицы 2 и 3 показывают температуру перестаривающей термообработки, t2 (сек) и время обработки (сек) для соответствующих типов стали.
Во всех случаях, указанных в таблицах 2 и 3, после перестаривающей термообработки проводилась дрессировка при 0,5% и оценка материала.
Таблица 4 и таблица 5 показывает долю (структурную долю) (%) бейнита, перлита, проэвтектоидного феррита, мартенсита и остаточного аустенита в структуре металла соответствующих типов стали. В этой связи, таблица 4 показывает структурный состав и механические свойства типов стали при следовании условиям получения в таблице 2. Далее, таблица 5 показывает структурный состав и механические свойства типов стали, отвечающих условиям получения, указанных в таблице 3. В этой связи, что касается структурных фракций в таблице 4 и таблице 5, B означает бейнит, P означает перлит, F означает проэвтектоидный феррит, M означает мартенсит, и rA означает остаточный аустенит. Таблица 4 и таблица 5 показывают для соответствующих типов стали среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110>, полюсную плотность ориентации кристаллов {332}<113>, средний объемный диаметр кристаллических зерен (размер единицы зеренной структуры) (мкм) и долю кристаллических зерен с отношением dL/dt меньше или равным 3,0 (доля равноосных зерен) (%). Далее, таблица 4 и таблица 5 показывают для соответствующих типов стали предел прочности на разрыв TS (МПа), процентное удлинение El (%), кратность раздачи отверстия A (%) как показатель способности к локальной деформации, и предельный радиус изгиба при гибке через V-образное колено с углом 60° (толщина листа/минимальный радиус изгиба). В испытании на изгиб проводили изгиб в направлении C (C-изгиб). Попутно укажем, что испытание на растяжение и испытание на изгиб проводили на основе стандартов JIS Z 2241 и Z 2248 (испытание на изгиб через V-образное колено с углом 90°). Испытание на раздачу отверстия базировалось на стандарте Японской федерации железа и стали (Japan Iron and Steel Federation) JFS T1001. Полюсную плотность каждой ориентации кристаллов измеряли, используя описанный выше способ EBSP с шагом 0,5 мкм в области от 3/8 до 5/8 толщины листа в сечении параллельном направлению прокатки.
В качестве показателей возможности раздачи отверстий и сгибаемости были установлены условия: TS≥440 МПа, El≥15%, λ≥90%, и отношение "толщина листа/радиус изгиба" ≥2,5. Было найдено, что только удовлетворив рекомендациям настоящего изобретения, можно одновременно получить отличную возможность раздачи отверстий и способность к сгибанию, как показано на фиг. 7 и фиг. 8.
Список позиций
1 линия непрерывной горячей прокатки
2 черновой стан
3 чистовой стан
4 горячекатаный стальной лист
5 рольганг
6 клеть прокатного стана
10 межклетьевое охлаждающее сопло
11 охлаждающее сопло