ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПРЕВОСХОДНОЙ СПОСОБНОСТЬЮ К ГЛУБОКОЙ ВЫТЯЖКЕ И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ
HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT ABILITY FOR DEEP DRAWING, AND ITS MANUFACTURING METHOD

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу с пределом прочности не менее 440 МПа, с превосходной глубокой вытяжкой, подходящему в качестве материала транспортных механизмов, таких как автомобильные детали. Настоящее изобретение также относится к способу изготовления холоднокатаного стального листа. Следует отметить, что холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения включает стальной лист с покрытием, такой как оцинкованный стальной лист.
Уровень техники
Снижение веса автомобилей целенаправленно и постоянно продолжается для улучшения расхода топлива. С этой целью толщина стального листа для использования в автомобиле должна быть снижена, потому что снижение веса автомобиля может быть эффективно достигнуто за счет уменьшения толщины используемого стального листа. В этой связи было изучено применение высокопрочного стального листа с классом предела прочности 440 МПа для изготовления детали, для которой используют мягкую листовую сталь известного уровня техники, для поддержания достаточно высокой прочности детали при снижении ее толщины. Однако существует проблема, заключающаяся в том, что формуемость листовой стали ухудшается, когда прочность стального листа увеличивается. Из-за этой проблемы снижение веса стального листа путем повышения прочности стали не вполне удовлетворительное. Таким образом, для решения этой проблемы существует потребность в разработке высокопрочного стального листа, обладающего пределом прочности 440 МПа и хорошей формуемостью, эквивалентной формуемости листа из малоуглеродистой стали.
Тонкий стальной лист класса предела прочности 440 МПа и хорошей формуемостью обычно изготавливают, например, упрочнением растворенным Si и/или Mn или дисперсионным упрочнением Сu листа из низкоуглеродистой стали или IF стали. JP-B 07-056056, например, раскрывает способ повышения прочности стального листа с высокой r-величиной, путем регулирования состава стали до содержания в % масс. ≤ 0,01% С ≥ 0,8% Cu, чтобы получить выделения Сu после формирования микроструктуры с хорошей глубокой вытяжкой при рекристаллизации после холодной прокатки. Однако стальной лист, полученный способом JP-B 07-056056, подвержен образованию трещин во время процесса прокатки в связи с добавлением меди до сравнительно большого содержания, хотя стальной лист имеет хорошую r-величину. То есть, высокопрочный стальной с высокой r-величиной не может быть получен стабильно в промышленных масштабах в соответствии с JP-B 07-056056.
JP-B 3528716 раскрывает способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего отличную способность к штамповке, путем регулирования состава стали до содержания С, по меньшей мере, 0,0040-0,010% масс, Р, Mn и Nb, так чтобы отношение содержания C/Nb находилось в определенном диапазоне и контролированием диаметра зерна феррита 10 мкм или менее. Однако высокопрочный холоднокатаный стальной лист, полученный способом JP-B 3528716, обладает значительно сильной анизотропией r-величины из-за добавления относительно большого количества Nb и, следовательно, значительно большей неравномерностью толщины листа и изменением размера борта после штамповки, вызывая тем самым проблему, заключающуюся в том, что стальной лист трудно применить в конструктивных деталях современных автомобилей.
Далее JP-B 3534023 раскрывает высокопрочный стальной лист класса предела прочности 440 МПа, изготавливаемый контролируемой регулировкой состава стали до содержания С, по меньшей мере, в диапазоне 0,0040-0,010% масс, Mn, Р и Nb, так чтобы NbC был диспергирован в большом количестве в каждом зерне феррита.
Однако высокопрочный стальной лист, полученный способом JP-B 3534023, хотя и имеет улучшенную r-величину, проявляет сильную анизотропию в r-величине из-за добавления относительно большого количества Nb и тем самым существенно большую неравномерность толщины листа и изменение размера борта после штамповки, вызывая тем самым проблему, заключающуюся в том, что стальной лист трудно применить в конструктивных деталях современных автомобилей.
Краткое изложение сущности изобретения
Проблемы, решаемые изобретением
Обычно способы, описанные выше, не позволяют получить высокопрочный стальной лист, имеющий класс предела прочности 440 МПа и превосходную глубокую вытяжку.
Настоящее изобретение преимущественно направлено на решение вышеуказанных проблем известного уровня техники и его целью является создание холоднокатаного стального листа с настолько превосходной глубокой вытяжкой, что стальной лист может быть легко применим в современной штамповке, а также преимущественный способ изготовления холоднокатаного стального листа.
Пути решения проблем
Улучшение r-величины (число Ланкфорда (Lankford)) тонкого стального листа является важным, потому что более высокая r-величина приводит к лучшей глубокой вытяжке стального листа. Однако, полагая, что r-величина стального листа увеличивается повышением анизотропии в плоскости свойств r-величины, стальной лист может подвергаться значительному изменению толщины листа в детали после современной штамповки, что приводит, в зависимости от положения изменения, к значительному различию в толщине листа в области борта и возможно образование трещин борта за счет этого изменения.
В связи с этим, авторы настоящего изобретения, выполнили глубокое исследование формирования микроструктуры после рекристаллизации и увеличения прочности, связанного с ним, для достижения относительно высокой r-величины при сохранении ее относительно низкой анизотропии.
В результате авторы установили, что: Ti и Nb должны быть добавлены только для получения стали, "свободной от трещин"; добавление слишком большого количества Si и Mn уменьшает r-величину и относительное удлинение; Si и Mn, как правило, притягиваются силовыми полями вокруг TiC и/или NbC, таким образом не позволяя достичь уровня эффекта упрочнения растворенным веществом, теоретически ожидаемого от Si и Mn; эффект упрочнения растворенным веществом Si и Mn может быть существенно улучшен без снижения r-величины и относительного удлинения оптимизацией содержания Si и Mn, и Cu и FeTiP, отличные от TiC и NbC, не уменьшают эффект упрочнения растворенным веществом Si и Mn.
Кроме того, авторы настоящего изобретения установили, что анизотропия r-величины (свойства) может быть уменьшена заданием аспектного отношения сторон зерна феррита, т.е. отношения длины зерна феррита в направлении прокатки к длине зерна феррита в направлении толщины листа, равным 2,5 или менее. Кроме того, авторы установили, что вышеуказанный положительный эффект, вызванный, в частности, заданием аспектного отношения сторон зерна феррита, становится более надежным и таким образом анизотропия r-величины дополнительно снижается, когда доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами, равная, по меньшей мере, 15°, составляет 50% и более по всей границе зерна феррита.
Настоящее изобретение было создано на основе вышеуказанных открытий и его основные признаки заключаются в следующем.
(1) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, состава, включающего в % масс, С: 0,005% или менее, Si: 0,1-0,8%, Mn 1,0-2,5%, Р: 0,1% или менее, S: 0,02% или менее, N: 0,01% или менее, Al: 0,1% или менее, по меньшей мере, один тип элемента, выбранного из Ti: 0,005-0,05% и Nb: 0,01-0,08% и остальное состоит из Fe и случайных примесей, причем диаметр зерна феррита составляет, по меньшей мере, 7 мкм, отношение длины зерна феррита в направлении прокатки к длине зерна феррита в направлении толщины листа составляет 2,5 или менее, и доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами, равная, по меньшей мере, 15°, составляет 50% и более по всей границе зерна феррита.
(2) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1), в котором состав дополнительно содержит Cr: 0,3% масс или менее.
(3) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1) или (2), в котором состав дополнительно содержит В: 0,0025% масс, или менее.
(4) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1)-(3), в котором состав дополнительно содержит Cu: 0,3% масс или менее.
(5) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, вышеуказанный в (1)-(4), в котором состав дополнительно содержит, по меньшей мере, один тип элемента, выбранного из Мо: 0,5% масс, или менее и Sb: 0,02% масс, или менее.
(6) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1)-(5), в котором состав дополнительно содержит, по меньшей мере, один тип элемента, выбранного из Sn, Ni, Са, Mg, Со, As, W, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf, так что их общее содержание составляет 1% масс. или менее.
(7) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1)-(6), дополнительно содержащий слой покрытия на его обеих поверхностях.
(8) Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа с превосходной глубокой вытяжкой, включающий получение стального материала, имеющего компонентный состав, указанный в любом вышеуказанном пункте (1)-(6), и горячую прокатку стального материала, включая чистовой прокатку, охлаждение, намотку, травление, холодную прокатку и отжиг для получения холоднокатаного стального листа, характеризующийся нагревом стального материала до горячей прокатки в диапазоне температур однофазного аустенита; завершением горячей прокатки при температуре чистовой прокатки, равной или выше 890°С, для получения горячекатаного стального листа; намотку горячекатаного стального листа при температуре 500-750°С, травление для удаления окалины с обеих поверхностей горячекатаного стального листа и холодную прокатку со степенью обжатия не менее 40% и отжиг холоднокатаного стального листа при температуре равной или выше 700°С.
(9) Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа с превосходной глубокой вытяжкой, указанного в (8), дополнительно включающий нанесение покрытия на стальной лист после отжига.
Эффект изобретения
В соответствии с настоящим изобретением можно получать холоднокатаный стальной лист с достаточно высоким пределом прочности, также как со значительно улучшенной глубокой вытяжкой и тем самым значительно улучшенной способностью к штамповке по сравнению с обычным холоднокатаным стальным листом, что дает значительный положительный эффект в промышленных условиях.
Предпочтительное осуществление изобретения
Осуществление настоящего изобретения будет подробно описано далее.
Во-первых, будут описаны причины, по которым компонентный состав холоднокатаного стального листа должна быть ограничен вышеуказанными диапазонами. В настоящем изобретении, "%" представляет "% масс.", если не оговорено иное.
С: 0,005% или менее
Углерод образует карбиды в стали и силовые поля вокруг карбида захватывают Si и Mn, уменьшая тем самым возможности упрочнения растворенными Si и Mn, и затрудняют получение стального листа с классом предела прочности 440 МПа. То есть, более высокое содержание углерода требует добавление большего количества Si и/или Mn, что уменьшает r-величину и ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, верхний предел содержания углерода в стали должен составлять 0,005% и предпочтительно 0,0035%.
Si: 0,1-0,8%
Кремний является элементом, упрочняющим в растворенном виде, и необходим для получения требуемой прочности стального листа настоящего изобретения. Нижний предел содержания кремния в стали составляет 0,1% Si, потому что содержание его в стали ниже 0,1% затрудняет получение стального листа класса предела прочности 440 МПа. Однако содержание Si в стали более 0,8% повышает твердость зерна феррита и ограничивает текстуру при обеспечении улучшенной r-величины, формируемую во время холодной прокатки, снижая тем самым, в конечном счете, r-величину конечного стального листа. Соответственно, верхний предел содержания кремния в стали составляет 0,8%, предпочтительно 0,6%.
Mn: 1,0-2,5%
Марганец, как и кремний, упрочняет в растворенном виде сталь и, следовательно, является элементом по существу необходимых для получения требуемой прочности конечного стального листа настоящего изобретения. Нижний предел содержания марганца в стали должен составлять 1,0%, потому что содержание марганца в стали ниже 1,0% затрудняет получение конечного стального листа класса предела прочности 440 МПа. Однако содержание Mn в стали более 2,5% повышает твердость зерна феррита и ограничивает текстуру при обеспечении улучшенной r-величины, формируемую во время холодной прокатки, снижая тем самым, в конечном счете, r-величину получаемого стального листа. Кроме того, содержание Mn в стали более 2,5% также приводит к сегрегации Mn, отрицательно влияющей на эффект улучшения r-величины настоящего изобретения. Соответственно, верхний предел содержания марганца в стали должен быть 2,5% и содержание Mn в стали предпочтительно составляет 1,3-2,0%.
Р: 0,1% или менее
Фосфор является элементом, упрочняющим в растворенном виде, и необходим для получения требуемой прочности стального листа настоящего изобретения.
Однако добавление фосфора в сталь так, чтобы его содержание в стали превышало 0,1%, вызывает сегрегацию фосфора на границах зерна феррита, облегчая тем самым хрупкое разрушение по границе зерна феррита. Соответственно, верхний предел содержания фосфора в стали должен быть 0,1%. Содержание фосфора в стали настоящего изобретения предпочтительно составляет 0,01-0,08%.
S: 0,02% или менее
4
2
2
4
2
2
Сера связывается с титаном с образованием TiS и TiCS.Соответственно, слишком большое содержание серы в стали приводит к чрезмерному образованию крупнозернистых TiS и TiCS и их композитных выделений, что не позволяет текстуре повысить r-величину во время холодной прокатки. Содержание серы в стали, превышающее 0,02%, в частности, ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, содержание серы в стали настоящего изобретения должно составлять 0,02% или менее, предпочтительно 0,015% или менее.
N: 0,01% или менее
Азот образует крупнозернистый TiN и тем самым не позволяет текстуре повысить r-величину во время холодной прокатки. Содержание азота в стали, следовательно, должно быть снижено насколько возможно. Содержание азота в стали, превышающее 0,01%, в частности, повышение содержания TiN значительно ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, содержание азота в стали должно составлять 0,01% или менее, предпочтительно 0,005% или менее.
Al: 0,1% или менее
2
3
Алюминий является элементом, действующим в качестве раскислителя. Содержание алюминия в стальном листе предпочтительно задают равным, по меньшей мере, 0,001% для обеспечения этого эффекта раскисления. Однако содержание Al в стали, превышающее 0,1%, увеличивает количество включений AlO и ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, содержание Al в стали задают равным 0,1% или менее.
Титан и ниобий являются важными элементами настоящего изобретения. Включение хотя бы одного из Ti и Nb оказывает положительный эффект на характеристики конечного стального листа.
Ti: 0,005-0,05%
Титан фиксирует N, S и С в стальном листе, формируя их выделения, тем самым повышая r-величину конечного стального листа. Однако в случае, когда эти выделения являются мелкозернистыми из-за слишком больших количеств, глубокая вытяжка конечного стального листа ухудшается. В частности, содержание Ti в стали менее 0,005% вызывает недостаточный эффект фиксации N, S и С в виде выделений, что таким образом не повышает r-величину конечного стального листа. Содержание Ti в стали, превышающее 0,05%, увеличивает анизотропию в плоскости r-величины конечного стального листа, ухудшая таким образом глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, содержание Ti в стали должно составлять 0,005-0,05%.
Nb: от 0,01-0,08%
Ниобий, как титан, фиксирует С и N в стали в виде выделений, подобных NbC, Nb(C,N) и т.д., и поэтому предпочтительно добавляют в сталь. В случае, когда Ti не добавляется и содержание Nb в стали менее 0,01%, углерод не может быть полностью фиксирован в виде карбидов, ухудшая тем самым r-величину конечного стального листа. Однако содержание Nb, превышающее 0,08%, увеличивает анизотропию в плоскости r-величины конечного стального листа, ухудшая таким образом глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, содержание Nb в стали должно составлять 0,01-0,08%.
В дополнение к основным компонентам, описанным выше, стальной лист настоящего изобретения при необходимости может дополнительно содержать соответствующее количество следующих элементов.
Cr: 0,3% или менее
Хром связан с С, N для повышения r-величины конечного стального листа, хотя сила связи Cr-C, N слабее силы связи Ti и Nb. Соответственно, хром может быть добавлен к стали так, чтобы его содержание не превышало 0,3%. Содержание хрома в стали составляет, по меньшей мере, 0,1% для получения вышеуказанного положительного эффекта Cr.
В: 0,0025% или менее
Бор предпочтительно добавляют в сталь для упрочнения очищенных границ зерна в результате образования карбида и нитрида Ti и/или Nb. Однако в случае, когда содержание бора в стали превышает 0,0025%, r-величина конечного стального листа ухудшается. Соответственно, верхний предел содержания бора, когда добавлен бор, должна составлять 0,0025%.
Cu: 0,3% или менее
Медь способствует увеличению прочности стали посредством упрочнения растворенным веществом или дисперсионного упрочнения. Медь предпочтительно добавляют в сталь так, чтобы ее содержание составляло 0,3% или менее, потому что содержание меди в стали, превышающее 0,3%, делает сталь подверженной растрескиванию при прокатке.
Мо: 0,5% или менее
Молибден предпочтительно добавляют в сталь для упрочнения очищенных границ зерна в результате образования карбида и нитрида Ti и/или Nb. Однако в случае, когда содержание Мо в стали превышает 0,5%, r-величина конечного стального листа ухудшается. Соответственно, верхний предел содержания Мо, когда добавлен Мо, должна составлять 0,5%.
Sb: 0,02% или менее
Сурьма может быть добавлена к стали для упрочнения очищенных границ зерна в результате образования карбида и нитрида Ti и/или Nb. Однако в случае, когда Sb содержание в стали превышает 0,02%, r-величина конечного стального листа ухудшается. Соответственно, верхний предел содержания Sb, когда добавлена Sb, должен составлять 0,02%.
По меньшей мере, один тип элементов, выбранных из группы, состоящей из Sn, Ni, Ca, Mg, Со, As, W, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf: в сумме 1% или менее.
Каждый из Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf является полезным элементом в плане улучшения коррозионной стойкости. Однако в случае, когда общее содержание этих элементов в стали превышает 1%, ухудшается сгибаемость конечного стального листа. Таким образом, общее содержание этих элементов в стали устанавливается равным 1% или менее, предпочтительно 0,5% или менее, добавлен ли только один из этих элементов или добавлена комбинация элементов.
Компоненты стального листа настоящего изобретения, отличные от вышеописанных, являются Fe и случайными примесями.
Диапазоны содержания компонентов стального листа настоящего изобретения были подробно описаны выше. Однако просто регулировка заданного состава в указанных диапазонах не является достаточной для достижения требуемого эффекта настоящего изобретения и критически важно контролировать диаметр зерна феррита, аспектное отношение сторон зерна феррита и долю большеугловой границы зерна по всей границе зерна феррита, так чтобы они удовлетворяли заданным условиям, соответственно.
Диаметр зерна феррита: по меньшей мере 7 мкм. Диаметр зерна феррита менее 7 мкм увеличивает анизотропию r-величины и ухудшает глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, диаметр зерна феррита настоящего изобретения должен быть, по меньшей мере, 7 мкм.
"Диаметр зерна феррита" в настоящем изобретении определяется фотографированием микроструктуры стали с увеличением ×100; нанесением десяти линий в направлении толщины листа и в направлении прокатки, соответственно, с интервалами между линиями, по меньшей мере, 100 микрон (фактическая длина); подсчетом количества точек пересечения границ зерна и линий; делением общей длины линий на количество точек пересечения для получения частного, представляющего длину линии на одно зерно феррита; умножением фактической длины линии, полученной таким образом, на одно зерно феррита, на 1,13; и рассматривая полученное значение как "диаметр зерна феррита".
Аспектное отношение сторон зерна феррита: 2,5 или менее
Аспектное отношение зерна феррита в настоящем изобретении должно быть 2,5 или менее. Аспектное отношение, превышающее 2,5, увеличивает анизотропию r-величины и ухудшает фактическую способность к штамповке конечного стального листа.
Способ измерения "аспектного отношения сторон зерна феррита" настоящего изобретения включает: фотографирование микроструктуры стали с увеличением ×100; нанесением десяти линий в направлении толщины листа и в направлении прокатки, соответственно, с интервалами между линиями, по меньшей мере, 100 микрон (фактическая длина); подсчет количества точек пересечения границ зерна и линиями, нанесенными в направлении прокатки; подсчет количества точек пересечения границ зерна и линий, нанесенных в направлении толщины листа, деление общей длины линий, нанесенных в направлении прокатки, на количество точек пересечения границ зерна в направлении прокатки для получения длины линии в направлении прокатки на одно зерно феррита; деление общей длины линий, нанесенных в направлении толщины листа, на количество точек пересечения границ зерна и линий, нанесенных в направлении толщины листа, чтобы получить длину линии в направлении толщины листа на одно зерно феррита; расчет отношения длины линии в направлении прокатки на одно зерно феррита на длину линии в направлении толщины листа на одно зерно феррита; и отношение таким образом, рассматривается как "отношение сторон зерна феррита".
Доля большеугловой границы зерна по всей границе зерна феррита, при которой разориентация (угол) кристаллов между двумя соседними кристаллами и между границей зерна, составляющей, по меньшей мере 15°; по меньшей мере 50%.
Разориентация (угол) кристаллов на границе зерна феррита имеет большое значение в настоящем изобретении. Низкоугловая граница зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами на границах зерна феррита составляет менее 15°, имеет относительно низкие характеристики, в качестве границы зерна и, как правило, деформируется в процессе формования подобно соседним зернам феррита, тем самым увеличивая анизотропию r-величины стального листа. В связи с этим, большая доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами составляет 15°, должна быть увеличена с целью снижения анизотропии r-величины в настоящем изобретении. Соответственно, доля большеугловой границы зерна по всей границе зерна феррита должна быть, по меньшей мере, 50%, чтобы уменьшить анизотропию r-величину стального листа настоящего изобретения.
Кроме того, холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения может иметь слой покрытия (покрытие) на обеих поверхностях. Слой покрытия, сформированного на обеих поверхностях холоднокатаного стального листа, улучшает коррозионную стойкость стали. Примеры покрытия (пленка) включают горячее цинкование погружением, цинкование с отжигом, гальваническое покрытие, электролитическое покрытие Zn-Ni сплавом и т.п.
Способ изготовления холоднокатаного стального листа настоящего изобретения будет описан ниже.
В настоящем изобретении холоднокатаный стальной лист производят сначала приготовлением стального материала в виде сляба, полученного предпочтительно методом непрерывного литья; затем горячей прокаткой стального материала, охлаждением, намоткой, травлением, холодной прокаткой и отжигом в указанном порядке. Более конкретно, способ изготовления холоднокатаного стального листа настоящего изобретения обычно включает нагрев стального материала до диапазона температур однофазного аустенита перед горячей прокаткой; завершение горячей прокатки при температуре чистовой прокатки, равной или выше 890°С, для получения горячекатаного стального листа; намотку горячекатаного стального листа при температуре 500-750°С, травление для удаления окалины с обеих поверхностей горячекатаного стального листа и холодную прокатку со степенью обжатия не менее 40% для получения холоднокатаного стального листа; и отжиг холоднокатаного стального листа при температуре равной или выше 700°С.
В способе изготовления настоящего изобретения, способ выплавки для получения стального материала особенно не ограничен, и любой известный способ выплавки, такой как индукционная печь, конвертор, электропечь и т.п. соответственно могут быть использованы. В равной степени способ литья особенно не ограничен. Непрерывная разливка может быть использована соответствующим образом. Что касается горячей прокатки сляба, может быть проведена горячая прокатка сляба или после повторного нагрева сляба в печи для нагрева слябов или после нагрева сляба в течение короткого периода в печи для нагрева слябов при температуре 1100°С или выше с целью термокомпенсации.
Проводят горячую прокатку полученного таким образом стального материала. Горячая прокатка может включать черновую прокатку и чистовую прокатку или может состоять только из чистовой прокатки, исключая черновую прокатку.
Температура нагрева сляба: область температур, соответствующая однофазному аустениту
3
Сляб необходимо нагреть до температуры, соответствующей области однофазного аустенита (Ас точка или выше), потому что, когда температура нагрева сляба соответствует двухфазной области феррит-аустенит, т.е. ниже области однофазного аустенита, горячая прокатка в двухфазной области феррит-аустенит может привести к формированию микроструктуры со смешанным типом зерна и горячая прокатка в области феррита может приводить к неблагоприятному изменению текстуры стали.
Температура чистовой прокатки: 890°С и выше
Температура чистовой прокатки ниже 890°С вызывает образование кристаллического зерна, вытянутого в направлении прокатки, снижая тем самым r-величину холоднокатаного стального листа. Соответственно, в настоящем изобретении температура чистовой прокатки задается равной 890°С или выше. Верхний предел температуры чистовой прокатки может составлять около 1000°С, что является достаточно высоким.
Температура намотки: 500-750°С
Температура намотки ниже 500°С нарушает равномерное осаждение выделений в горячекатаном стальном листе и вызывает более позднее осаждение выделений, но до перекристаллизации, когда стальной лист отжигают после холодной прокатки. Такое выделение, почти совпадающее с рекристаллизацией, подавляет равномерный рост рекристаллизованного зерна, давая кристаллическое зерно, вытянутое в направлении прокатки после перекристаллизации, увеличивая тем самым анизотропию в плоскости r-величину и ухудшая глубокую вытяжку холоднокатаного стального листа в качестве готового продукта. Таким образом, нижний предел температура намотки настоящего изобретения задается равной 500°С. С другой стороны, температура намотки более 750°С приводит к укрупненному и смешанному размеру зерна феррита на стадии горячей прокатки, уменьшая тем самым r-величину холоднокатаного стального листа в качестве готового продукта. В частности, когда температура намотки превышает 750°С, возможно укрупнение зерна феррита горячекатаного стального листа, такое укрупненное зерно феррита в горячекатаном стальном листе, как правило, вызывает выровненную ориентацию кристалла в микроструктуре после холодной прокатки и отжига, потому что ядра рекристаллизации, возникающие на той же границе зерна, как правило, имеют аналогичную ориентацию кристалла; следовательно, различие в ориентации кристалла между двумя соседними кристаллами уменьшается и доля низкоугольной границы зерна, при котором разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами составляет менее 15°, увеличивается по всей границе зерна феррита. В связи с этими фактами, верхний предел температуры намотки составляет 750°С.
Степень обжатия при холодной прокатке: по меньшей мере 40%
Степень обжатия при холодной прокатке ниже 40% приводит к смешанной структуре зерна феррита, что нарушает равномерный рост текстуры для улучшения r-величины полученного стального листа и в конечном итоге ухудшает глубокую вытяжку стального листа. Кроме того, низкая степень обжатия при холодной прокатке приводит к недостаточному вращению кристалла в горячекатаном стальном листе при холодной прокатке, способствуя тем самым формированию зародышей перекристаллизации, имеющих сходную ориентацию в той же области при отжиге после холодной прокатки и, следовательно, увеличению доли малоугловых границ зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами составляет менее 15° по всей границе зерна феррита. Соответственно, степень обжатия при холодной прокатке задается равной в настоящем изобретении, по меньшей мере, 40%. Верхний предел степень обжатия может составлять около 90%, что является достаточно высокой.
Температура отжига: 700°С или выше
Температура отжига ниже 700°С позволяет зерну феррита, вытянутого в направлении прокатки, оставаться в стальном листе, ухудшая тем самым глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, температура отжига устанавливается равной 700°С, которая является достаточно высокой. Верхний предел температуры отжига может быть около 900°С.
Проведение старения после отжига не оказывает отрицательного влияния на эффект настоящего изобретения и не вызывает никаких проблем. Поэтому состаренный стальной лист включен в объем притязаний настоящего изобретения.
В настоящем изобретении слой покрытия может быть сформирован на обеих поверхностях холоднокатаного стального листа, как описано выше, нанесением покрытия на стальной лист. Примеры процесса покрытий включают: формирование электролитического цинкового покрытия на обеих поверхностях стального листа, горячим цинкованием стального листа погружением; и формированием отожженного цинкового покрытия на обе поверхности стального листа, проведением горячего цинкования погружением стального листа и затем процесса отжига. Процесс цинкования и процесс отжига могут быть осуществлены на одной линии.
Примеры
Далее настоящее изобретение будет описано более подробно на примерах и сравнительных примерах. Проводят непрерывную разливку расплавленных образцов стали, с соответствующими компонентами композиции, представленными в таблице 1, для получения слябов (стальных материалов), каждого толщиной 280 мм.
3
Каждый из слябов, полученных таким образом, нагревают до температуры нагрева сляба, соответствующей области однофазного аустенита, равной или выше точки Ас, представленной в таблице 1, проводят чистовую прокатку при температуре чистовой прокатки, приведенной в таблице 2, и затем проводят намотку при температуре намотки, представленной в таблице 2, при этом получают горячекатаный стальной лист с толщиной листа 2,8 мм.
Проводят травление горячекатаного стального листа для удаления окалины с обеих поверхностей стального листа, холодную прокатку со степенью обжатия, приведенной в таблице 2, и отжиг в таком порядке, получая таким образец холоднокатаного стального листа.
2
Некоторые образцы холоднокатаного стального листа, полученные таким образом, дополнительно цинкуют погружением каждого стального листа в ванну цинкования (0,1% Al-Zn) при 490°С, так чтобы слой покрытия был сформирован цинкованием на обеих поверхностях стального листа 45 г/м на поверхность и затем проведением процесса легирования стального листа при 530°С.
Таблица 1
Образец стали ID
Компонент композиции (% масс.)
Ac<sub>3</sub> точка (°C)
Примечание
С
Si
Mn
Р
S
А1
N
Ti
Nb
В
Cu
Cr
Мо
Sb
Others
А
0,0012
0,19
1,95
0,074
0,007
0,041
0,0024
0,039
-
-
-
-
-
-
-
887
Сталь изобретения
В
0,0025
0,18
1,96
0,074
0,008
0,042
0,0025
0,038
-
-
-
-
-
-
-
886
Сталь изобретения
С
0,0033
0,19
1,95
0,075
0,007
0,041
0,0024
0,039
-
-
-
-
-
-
-
886
Сталь изобретения
<u>D</u>
<u>0,0068</u>
0,19
1,95
0,075
0,008
0,041
0,0024
0,038
-
-
-
-
-
-
-
885
Сталь сравн.
Е
0,0019
0,21
1,20
0,075
0,011
0,055
0,0015
0,041
-
-
-
-
-
-
-
903
Сталь изобретения
F
0,0018
0,21
1,20
0,076
0,011
0,055
0,0016
-
0,043
-
-
-
-
-
-
897
Сталь изобретения
G
0,0016
0,22
1,20
0,075
0,011
0,055
0,0014
0,012
0,025
-
-
-
-
-
-
899
Сталь изобретения
Н
0,0028
0,51
1,55
0,021
0,004
0,065
0,0035
0,015
0,042
0,0015
0,18
0,02
-
-
-
908
Сталь изобретения
I
0,0027
0,51
1,56
0,022
0,004
0,065
0,0034
0,015
-
0,0016
0,19
0,02
-
-
-
909
Сталь изобретения
J
0,0028
0,52
1,55
0,021
0,004
0,065
0,0034
-
0,048
0,0015
0,18
0,03
-
-
-
908
Сталь изобретения
К
0,0022
0,23
2,05
0,074
0,009
0,052
0,0018
0,042
-
0,0005
-
-
-
-
-
882
Сталь изобретения
L
0,0021
0,50
2,04
0,074
0,009
0,051
0,0019.
0,042
-
0,0015
-
-
0,12
-
-
903
Сталь изобретения
<u>М</u>
0,0021
0.95
2,04
0,075
0,009
0,052
0,0018
0,043
-
0,0015
-
-
-
-
-
928
Сталь сравн.
<u>N</u>
0,0026
0,51
1,26
0,007
0,013
0,041
0,0031
0,002
<u>0,120</u>
0,0016
0,220
0,05
-
-
-
913
Сталь сравн.
О
0,0025
0,51
1,18
0,007
0,012
0,061
0,0021
0,002
0,046
0,0016
0,220
0,05
-
0,015
-
919
Сталь изобретения
<u>Р</u>
0,0026
0,51
1,18
0,008
0,008
0,062
0,0021
<u>0,002</u>
<u>0,001</u>
0,0016
0,220
0,05
-
-
-
920
Сталь сравн.
Q
0,0017
0,23
2,03
0,077
0,011
0,051
0,0019
0,042
-
0,0012
-
-
-
-
-
892
Сталь изобретения
<u>R</u>
0,0017
0,23
<u>3,10</u>
0,077
0,011
0,051
0,0019
0,042
-
0,0012
-
-
-
-
870
Сталь сравн.
S
0,0013
0,16
1,95
0,078
0,011
0,035
0,0024
0,048
-
0,0009
0,092
-
-
-
Ni:0,04
887
Сталь изобретения
Т
0,0015
0,21
2,05
0,075
0,007
0,045
0,0021
0,045
-
0,0009
0,093
-
0,05
-
Sn:0,0035
887
Сталь изобретения
U
0,0021
0,20
1,91
0,071
0,006
0,049
0,0018
0,033
-
0,0008
0,106
_
-
0,011
As:0,0012
887
Сталь изобретения
V
0,0028
0,18
1,92
0,076
0,005
0,064
0,0015
0,036
-
0,0011
0,120
-
-
-
Co:0,0038, Ca:0,0015
886
Сталь изобретения
W
0,0031
0,48
1,46
0,016
0,006
0,015
0,0035
0,015
0,039
-
0,142
0,03
0,12
-
V:0,012, Mg:0,0015, W:0,0020
908
Сталь изобретения
X
0,0015
0,52
1,58
0,024
0,005
0,065
0,0025
0,009
0,052
-
0,251
0,02
-
0,005
Zr:0,02, REM:0,012, Cs:0,0036, Hf:0,001
909
Сталь изобретения
Y
0,0021
0,56
1,62
0,011
0,002
0,055
0,0031
0,007
0,046
-
0,280
0,03
-
-
Pb:0,0011, Ta:0,0051
910
Сталь изобретения
* Подчеркивание указывает, что соответствующее значение не входит в объем притязаний настоящего изобретения.
* ”Сталь изобретения" представляет сталь настоящего изобретения.
*"Сталь сравн." представляет сталь, не входящую в объем притязаний настоящего изобретения.
Таблица 2
No.
Образец стали ID
Горячая прокатка
Холодная прокатка отжиг
Примечание
Температура нагрева сляба (°С)
Температура завершения чистовой прокатки (°С)
Температура намотки (°С)
Степень обжатия при холодной прокатке (%)
Температура отжига (°С)
1
А
1260
925
650
55
820
Пример
2
В
1250
925
650
55
820
Пример
3
С
1250
925
650
55
820
Пример
<u>4</u>
<u>D</u>
1250
926
650
55
820
Сравн. пример
5
Е
1250
924
620
65
800
Пример
6
F
1240
915
620
65
800
Пример
7
<u>Q</u>
1240
916
620
65
800
Пример
8
Н
1240
915
620
65
800
Пример
<u>9</u>
I
1240
916
<u>460</u>
50
800
Сравн. пример
10
J
1240
915
660
60
800
Пример
11
К
1210
922
680
60
800
Пример
<u>12</u>
L
1210
922
<u>850</u>
60
860
Сравн. пример
13
1210
922
660
60
860
Пример
<u>14</u>
1210
922
660
35
860
Сравн. пример
<u>15</u>
1210
<u>810</u>
660
60
840
Сравн. пример
<u>16</u>
1210
922
620
60
660
Сравн. пример
<u>17</u>
<u>М</u>
1230
918
650
65
840
Сравн. пример
<u>18</u>
<u>N</u>
1230
918
650
65
840
Сравн. пример
19
О
1230
918
600
55
840
Пример
<u>20</u>
<u>Р</u>
1230
918
640
55
840
Сравн. пример
21
Q
1230
918
620
65
840
Пример
<u>22</u>
<u>R</u>
1190
935
640
65
840
Сравн. пример
23
S
1210
934
680
65
800
Пример
24
Т
1260
935
660
70
800
Пример
25
U
1240
935
580
65
780
Пример
26
V
1180
899
620
60
880
Пример
27
W
1160
912
640
60
820
Пример
28
X
1200
925
660
65
840
Пример
29
Y
1210
913
620
70
860
Пример
* Подчеркивание указывает, что соответствующее значение не входит в объем притязаний настоящего изобретения.
Отбирают образец каждого из холоднокатаных стальных листов, полученных таким образом. Определяют микроструктуру образцов и анализируют их механические свойства.
(1) Определение микроструктуры
Поперечное сечение в направлении толщины листа вырезают параллельно направлению прокатки, испытуемого образца каждого холоднокатаного стального листа зеркально полируют и проводят травление раствором ниталя, так чтобы зерно феррита выходило на поверхность.
"Диаметр зерна феррита" определяют: фотографированием микроструктуры зерна феррита, видимого на поверхности, с увеличением ×100; нанесением десяти линий в направлении толщины листа и направлении прокатки, соответственно, с интервалами между линиями, по меньшей мере, 100 микрон (фактическая длина); подсчетом количества точек пересечения границ зерен и линий; делением общей длины линий на количество точек пересечения для получения частного, представляющего длину линии на одно зерно феррита; и умножением фактической длины линии на одно зерно феррита, на 1,13 для расчета "ASTM диаметр зерна феррита". Диаметр зерна феррита образцов, рассчитанный таким образом, представлен в таблице 3.
Кроме того, определяют отношение длины линии зерна феррита в направлении прокатки к длине линии зерна феррита в направлении толщины листа, на основе линий, нанесенных в виде сетки, как описано выше: подсчетом количества точек пересечения границ зерна и линиями, нанесенными в направлении прокатки; подсчетом количества точек пересечения границ зерна и линий, нанесенными в направлении толщины листа, делением общей длины линий, нанесенных в направлении прокатки на количество точек пересечения в направлении прокатки, для получения длины линии в направлении прокатки на одно зерно феррита; делением общей длины линий, нанесенных в направлении толщины листа на количество точек пересечения в направлении толщины листа, для получения длины линий в направлении толщины листа на одно зерно феррита; расчетом отношения длины линий в направлении прокатки на одно зерно феррита к длине линий в направлении толщины листа на одно зерно феррита; и представлением отношения, рассчитанного таким образом, как "Отношение сторон зерна феррита".
Кроме того, ориентацию кристаллов в 3000 зерен феррита, видимых на поперечном сечении, определяют EBSD (дифракция обратного рассеяния электронов) и соответственно определяют разориентацию кристаллов между двумя соседними кристаллами и границу зерна между ними. Длину границ зерна, в каждой из которых разориентация кристалла составляет 15°С или более, делят на общую длину границ зерна и отношение (%), полученное таким образом, рассматривается как доля большеугловой границы зерна.
(2) Испытание на растяжение
Проводят JIS No 5 испытание на растяжение образцов (JIS Z 2201), при котором направление растяжения совпадает с направлением, параллельным направлению прокатки, каждого образца холоднокатаного стального листа, полученного как описано выше. Испытание на растяжение образцов проводят в соответствии с предписаниями JIS Z 2241 испытания на растяжение для определения предела прочности (TS) и относительного удлинения (EL) образца. Результаты измерений представлены в таблице 3.
В отношении предела прочности, TS равный или превышающий 440 МПа, оценивают как удовлетворительный.
(3) Измерение r-величин
Проводят JIS №5 испытание на растяжение образцов каждого из холоднокатаного стального листа так, чтобы направление растяжения образцов совпадало с направлением прокатки (0°), диагональном направлении (45°) и перпендикулярном направлении (90°) соответственно. Каждый из образцов затем подвергают предварительной деформации: 12% и определяют толщину листа, ширину листа, и их r-величины. Рассчитывают средние r-величины и Δr в соответствии с расчетными формулами, представленными ниже. Результаты расчетов приведены в таблице 3.
R - величина, по меньшей мере, 1,5 и Δr равное 0,8 или менее представляют превосходную глубокую вытяжку, соответственно.
0
45
90
r=(r+2r+r)/4
0
90
Δr=(r+r)/2-r45
Таблица 3
No.
Образец стали ID
Наблюдаемая микроструктура
Толщина листа (мм)
Механические характеристики
Примечание
Диаметр зерна феррита (мкм)
Отношение сторон
Доля большеугловой границы зерна (%)
TS (МПа)
EL (%)
r-величина
Δr
1
А
15
1,2
65
1,3
451
36
1,8
0,3
Пример
2
В
14
1,3
63
1,3
465
35
1,7
0,4
Пример
3
С
12
1,4
60
1,3
477
34
1,8
0,5
Пример
<u>4</u>
<u>D</u>
<u>6</u>
<u>2,6</u>
<u>45</u>
1,3
485
33
1,4
0,9
Сравн. пример
5
Е
16
1,3
75
1,0
458
35
1,8
0,4
Пример
6
F
15
1,4
70
1,0
462
35
1,8
0,2
Пример
7
G
13
1,3
65
1,0
467
35
1,8
0,1
Пример
8
Н
12
1,4
70
1,0
462
35
1,8
0,3
Пример
<u>9</u>
I
8
<u>3,1</u>
<u>45</u>
1,4
488
33
1,4
1,2
Сравн. пример
10
J
16
1,3
65
1,3
455
36
1,8
0,1
Пример
11
K
9
1,2
65
1,1
441
37
1,7
0,1
Пример
<u>12</u>
L
48
1,2
<u>40</u>
1,1
456
33
1,4
0,9
Сравн. пример
13
L
13
1,3
68
1,1
456
35
1,8
0,3
Пример
<u>14</u>
L
51
1,3
<u>35</u>
1,8
474
33
1,3
0,9
Сравн. пример
<u>15</u>
L
9
<u>2,8</u>
<u>42</u>
1,1
465
35
1,3
1,2
Сравн. пример
<u>16</u>
L
16
<u>3,1</u>
<u>38</u>
1,1
455
36
1,3
1,3
Сравн. пример
<u>17</u>
<u>М</u>
<u>6</u>
1,8
<u>35</u>
1,0
478
34
1,4
1,0
Сравн. пример
<u>18</u>
<u>N</u>
9
<u>2,8</u>
60
1,0
477
34
1,6
1,2
Сравн. пример
19
О
13
1,4
65
1,3
468
35
1,8
0,3
Пример
<u>20</u>
<u>Р</u>
9
1,2
<u>45</u>
1,3
473
34
1,3
1,1
Сравн. пример
21
Q
14
1,2
60
1,0
462
35
1,7
0,2
Пример
<u>22</u>
<u>R</u>
13
1,9
<u>47</u>
1,0
458
35
1,4
0,5
Сравн. пример
23
S
15
1,3
58
1,0
466
35
1,8
0,1
Пример
24
T
14
1,3
55
0,8
452
36
1,9
0,2
Пример
25
U
13
1,4
61
1,0
453
36
1,7
0,1
Пример
26
V
14
1,2
68
1,1
458
35
1,8
0,2
Пример
27
W
12
1,3
72
1,1
467
35
1,8
0,3
Пример
28
X
11
1,3
59
1,0
455
36
1,7
0,3
Пример
29
Y
13
1,2
63
0,8
462
35
1,8
0,3
Пример
*Подчеркивание указывает, что соответствующее значение не входит в объем притязаний настоящего изобретения
Из результатов, представленных в таблице 3, очевидно, что все образцы стального листа примеров в соответствии с настоящим изобретением демонстрируют хорошие результаты для каждого из механических свойств. Напротив, образцы стального листа сравнительных примеров не достигают требуемого эффекта, по меньшей мере, в случае одного из механических свойств.
Промышленная применимость
В соответствии с настоящим изобретением, можно создать холоднокатаный стальной лист с достаточно высоким пределом прочности, также как со значительно улучшенной глубокой вытяжкой и тем самым значительно улучшенной способностью к штамповке по сравнению с обычным холоднокатаным стальным листом, что приводит к значительному положительному эффекту в промышленных условиях.