ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ И СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПОКРЫТИЕМ, ОБЛАДАЮЩИЕ ПРЕВОСХОДНОЙ СПОСОБНОСТЬЮ К ТЕРМИЧЕСКОМУ УПРОЧНЕНИЮ И ФОРМУЕМОСТЬЮ, И СПОСОБ ИХ ПРОИЗВОДСТВА
HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND STEEL SHEET WITH COATING THAT FEATURES EXCELLENT THERMAL HARDENABILITY AND MOULDABILITY AND METHOD OF THEIR PRODUCTION

Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу и стальному листу с покрытием, обладающим превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, которые являются подходящими для изготовления элементов панелей автомобильных дверей, капотов и т.п., а также подвергаемых окончательному отжигу деталей торговых автоматов, приборных щитов, бытовых электроприборов, оборудования автоматизации офиса, строительных материалов и т.п. Настоящее изобретение также относится к способам производства стального листа и стального листа с покрытием.
В настоящем изобретении «стальной лист» представляет собой холоднокатаный стальной лист, толщина которого составляет 2,0 мм или менее.
Уровень техники
2
В последние годы в ответ на усиление обеспокоенности общества вопросами состояния глобальной окружающей среды, были ужесточены требования, направленные на ограничение применения листовой стали, процесс производства которой сопровождается выбросами относительно больших количеств СО. Кроме того, в автомобильной и других подобных отраслях промышленности возросла потребность в транспортных средствах меньшей массы, позволяющих снизить уровни расхода топлива и уменьшить выбросы выхлопных газов.
Было признано, что для эффективного соответствия этим требованиям необходимо увеличение прочности листовой стали и снижение ее толщины, то есть выпуск высокопрочного стального листа. Однако в случае такого высокопрочного стального листа возникают такие проблемы, как появление дефектных конфигураций из-за пружинения в ходе штамповки и образование трещин из-за концентрации напряжений, вызываемой недостаточным равномерным относительным удлинением.
Обычно такие получаемые прессованием стального листа детали, как описанные выше, часто после штамповки подвергаются окончательному отжигу. Ввиду этого существует высокий спрос на высокопрочный стальной лист, прочность которого может быть дополнительно увеличена с помощью тепла, используемого для отжига после штамповки.
В качестве примера стального листа, обладающего превосходной способностью к термическому упрочнению, JP-A 58084929 раскрывает технологию, при которой в стальном листе, имеющем содержание С 0,01 мас.% или менее, улучшаются его свойства старения установлением отношения B/N в диапазоне от 0,5 до 1,6 (так, чтобы N находился в связанном состоянии), и такому стальному листу придается способность к термическому упрочнению посредством установления отношения Nb/C в диапазоне от 0,5 до 4 (так, чтобы растворенный углерод эффективно сохранялся в стали). Кроме того, JP-A 02-197549 раскрывает технологию, при которой стальному листу, имеющему содержание С в диапазоне от 0,001% до 0,0035% и содержание Ti в 0,005% или более (массовые проценты), придается способность к термическому упрочнению установлением величины отношения (Ti/48)/(S/32+N/14) не более 1,0 (то есть связывая S и N с помощью Ti) и таким регулированием добавления углерода, чтобы общее содержание добавленного углерода было эквивалентно содержанию растворенного углерода.
Однако методика JP-A 58084929 имеет недостаток, связанный со сложностью увеличения прочности стального листа до удовлетворительного уровня.
Кроме того, методика JP-A 02-197549 имеет недостаток, заключающийся в том, что хотя стальной лист может увеличивать до некоторой степени свою прочность, не может быть обеспечено достаточное равномерное относительное удлинение.
Сущность изобретения
Как описано выше, с помощью обычных способов оказывается сложным создание высокопрочного стального листа, обладающего превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью.
Настоящее изобретение направлено на эффективное решение таких описанных выше проблем. Цель настоящего изобретения состоит в создании высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, а также в создании эффективного способа получения такого стального листа.
В результате тщательного исследования, предпринятого для решения вышеупомянутых проблем, авторы настоящего изобретения обнаружили, что когда стальной материал, обладающий определенной композицией, подвергается горячей прокатке, охлаждению, намотке в рулон при температуре намотки 550°С или выше, травлению, холодной прокатке и отжигу в указанном порядке, оказывается возможным придание получаемому стальному листу требуемой способности к термическому упрочнению, формуемости и прочности посредством оптимизации скорости нагревания, температуры выдерживания (гомогенизации) и времени выдерживания (гомогенизации), а также оптимизации степени обжатия листа по толщине при дрессировке.
Настоящее изобретение было осуществлено на основе вышеуказанных открытий, и его основными признаками являются следующие.
(1) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, содержащий в массовых процентах: от 0,0010% до 0,0040% С; 0,05% или менее Si; от 0,1% до 1,0% Mn; 0,10% или менее Р; 0,03% или менее S; от 0,01% до 0,10% Al; 0,0050% или менее N; от 0,005% до 0,025% Nb; остальное - Fe и случайные примеси, где [% Nb]/[% С]≤10 и [% Mn]/[% С]>. 100, при этом данный стальной лист имеет прочность при растяжении (TS) по меньшей мере в 340 МПа, величину термического упрочнения (ВН), равную по меньшей мере 30 МПа, равномерное относительное удлинение по меньшей мере 18% и удлинение, соответствующее пределу текучести (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры, не более 1,0%.
В вышеприведенных формулах обозначение «[% М]» представляет содержание в мас.% в стали элемента М.
(2) Обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, высокопрочный холоднокатаный стальной лист согласно вышеприведенному пункту (1), содержащий, кроме того, от 0,0005 мас.% до 0,0030 мас.% В.
(3) Обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, высокопрочный холоднокатаный стальной лист согласно вышеприведенным пунктам (1) или (2), содержащий, кроме того, от 0,003 мас.% до 0,050 мас.% Ti.
(4) Обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, высокопрочный холоднокатаный стальной лист согласно любому из вышеприведенных пунктов (1)-(3), содержащий, кроме того, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из V, Та, W и Мо, в количестве от 0,005 мас.% до 0,050 мас.%, соответственно.
(5) Обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, высокопрочный холоднокатаный стальной лист согласно любому из вышеприведенных пунктов (1)-(4), содержащий, кроме того, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Cr, Ni и Cu, в количестве от 0,01 мас.% до 0,10 мас.%, соответственно.
(6) Обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, высокопрочный холоднокатаный стальной лист согласно любому из вышеприведенных пунктов (1) или (5), содержащий, кроме того, от 0,005 мас.% до 0,050 мас.% Sb.
(7) Обладающий превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, высокопрочный холоднокатаный стальной лист согласно любому из вышеприведенных пунктов (1)-(6), содержащий, кроме того, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Са и REM (редкоземельные металлы), в количестве от 0,0005 мас.% до 0,01 мас.%, соответственно.
(8) Стальной лист с покрытием, включающий стальной лист по любому из вышеприведенных пунктов (1)-(7) и слой покрытия, нанесенный на поверхность указанного стального листа.
(9) Способ производства высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, в котором материал стального листа, имеющего композицию по любому из вышеприведенных пунктов (1)-(7), повергают горячей прокатке, охлаждению, намотке в рулон, травлению, холодной прокатке, отжигу и дрессировке в указанном порядке для получения стального листа, причем намотку в рулон проводят при 550°С или выше, отжиг выполняют так, чтобы скорость нагревания от 500°С до температурного диапазона выдержки равнялась или превышала 0,1×([% Nb]/[% С])°С/с, температура выдержки находится в диапазоне от (650+10×[% Nb]/[% С]) до 900°С, продолжительность выдержки находится в диапазоне от 10 с до 1000 с и степень обжатия листа по толщине при дрессировке устанавливают в диапазоне от 0,8×[% Mn] до (2+[% Mn])%.
В вышеприведенных формулах обозначение «[% М]» представляет содержание в мас.% в стали элемента М.
(10) Способ производства стального листа с покрытием, содержащий нанесение стального покрытия листа на полученный вышеприведенный способом производства (9), после его отжига для образования на поверхности стального листа пленки покрытия.
(11) Способ производства стального листа с покрытием согласно пункту (10), в котором пленку покрытия после нанесения подвергают легированию.
Согласно настоящему изобретению оказывается возможным создание высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, а также создание эффективного способа получения такого стального листа.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 является графиком, показывающим зависимость между показателем "[% Nb]/[% C]" и величиной термического упрочнения (ВН) для соответствующих образцов для испытаний.
Фиг.2 является графиком, показывающим зависимость между показателем "[% Mn]/[% С]" и удлинением, соответствующим пределу текучести (YP-EL) для соответствующих образцов для испытаний.
Фиг.3 является графиком, показывающим зависимость между скоростью нагревания и равномерным относительным удлинением для соответствующих образцов для испытаний.
Фиг.4 является графиком, показывающим зависимость между скоростью нагревания и удлинением, соответствующим пределу текучести (YP-EL) для соответствующих образцов для испытаний.
Фиг.5 является графиком, показывающим зависимость между температурой выдержки и равномерным относительным удлинением для соответствующих образцов для испытаний.
Фиг.6 является графиком, показывающим зависимость между температурой выдержки и величиной термического упрочнения (ВН) для соответствующих образцов для испытаний.
Фиг.7 является графиком, показывающим зависимость между степенью обжатия по толщине листа при дрессировке и равномерным относительным удлинением для соответствующих образцов для испытаний.
Осуществление изобретения
Далее представлено описание одного воплощения настоящего изобретения.
Прежде всего, поясняются причины, по которым композиции компонентов стального листа ограничиваются в настоящем изобретении вышеприведенными диапазонами. В настоящем воплощении используемый ниже в отношении композиций компонентов символ «%» представляет, если не оговаривается иного, массовые проценты.
С: от 0,0010% до 0,0040%.
Углерод присоединяется к Nb с образованием тонкодисперсных карбидов, таким образом внося вклад в увеличение прочности и улучшение степени деформационного упрочнения стального листа. Кроме того, углерод, находящийся в форме растворенного углерода, улучшает способность к термическому упрочнению. Соответственно, необходимо, чтобы содержание С составляло по меньшей мере 0,0010%. Однако слишком большие количества углерода ухудшают свойства равномерного относительного удлинения из-за увеличения содержания карбидов и растворенного углерода. В случаях, когда растворенный углерод присутствует в относительно больших количествах, возрастает, в частности, соответствующее пределу текучести удлинение (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры. Ввиду этого содержание С должно составлять 0,0040% или менее, предпочтительно 0,0030% или менее, более предпочтительно 0,0025% или менее и еще более предпочтительно 0,0020% или менее.
Si:0,05% или менее.
Слишком большие добавки кремния увеличивают твердость стали, ухудшая таким образом ее формуемость, и подавляют смачиваемость из-за образования оксидов Si в процессе отжига. Соответственно, содержание С должно составлять 0,05% или менее, предпочтительно 0,030% или менее, более предпочтительно 0,02% или менее, и еще более предпочтительно 0,01% или менее.
Mn: от 0,1% до 1,0%.
Марганец не только участвует в увеличении прочности стального листа посредством упрочнения раствора, но также в результате взаимодействия с растворенным С препятствует увеличению удлинения, соответствующего пределу текучести (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры, которое в ином случае может вызываться растворенным С. Кроме того, Mn подавляет восстановление в ходе нагревания при отжиге, вследствие чего при выдержке образуются однородно рекристаллизованные зерна и могут быть улучшены свойства равномерного относительного удлинения. Помимо этого, Mn обладает способностью преобразовывать вредную для стали S в безопасный MnS. Для обеспечения таких описанных выше благоприятных эффектов содержание Mn должно составлять по меньшей мере 0,1%. Однако при слишком значительном содержании Mn придает стали твердость, тем самым ухудшая ее свойства равномерного относительного удлинения, и препятствует смачиваемости стали из-за образования оксидов Mn в ходе отжига. Соответственно, содержание Mn должно быть 1,0% или менее.
Р:0,10% или менее.
Фосфор проявляет тенденцию к ухудшению пластичности и вязкости при разрушении из-за его сегрегации на границах зерен. Поэтому содержание Р должно быть 0,10% или менее. Хотя нижний предел содержания Р специальным образом не ограничивается, предпочтительно он равен по меньшей мере 0,03% и более предпочтительно по меньшей мере 0,05%, с учетом того, что фосфор обладает эффектом увеличения прочности стали.
S:0,03% или менее.
Сера значительно ухудшает пластичность стального листа при горячей прокатке, таким образом вызывая образование горячих трещин и приводя к значительному ухудшению качества поверхности стального листа. Кроме того, S вносит малозаметный вклад в увеличение прочности стального листа и скорее выступает как загрязняющий элемент, образуя крупнодисперсный MnS и ухудшая таким образом пластичность. Эти проблемы становятся заметными, когда содержание S в стальном листе превышает 0,03%. Поэтому предпочтительно, чтобы содержание S было снижено настолько, насколько это возможно. Содержание S должно быть 0,03% или менее, предпочтительно 0,02% или менее и более предпочтительно 0,01% или менее.
Al: от 0,01% до 0,10%.
Алюминий связывает азот в виде нитридов и таким образом подавляет старение при постепенном повышении температуры, которое в ином случае вызывалось бы находящимся в растворе N. Для обеспечения такого благоприятного эффекта Al его содержание должно составлять по меньшей мере 0,01% и предпочтительно по меньшей мере 0,03%. Однако слишком большое количество Al увеличивает содержание в стали оксидов алюминия, ухудшая ее пластичность. Соответственно, содержание Al должно быть 0,1% или менее.
N: 0,0050% или менее.
Азот проявляет склонность связываться с Ti, образуя при этом TiN, и присоединяться к Al с образованием AlN. Когда содержание N в стали превышает 0,0050%, эти нитриды диспергируются внутри ферритных зерен, тем самым снижая степень деформационного упрочнения стали. Соответственно, содержание N должно составлять 0,0050% или менее, предпочтительно 0,0030% или менее и более предпочтительно 0,0020% или менее.
Кроме того, стальной лист в настоящем изобретении должен содержать по меньшей мере один элемент, выбранный из Ti и Nb.
Nb: от 0,005% до 0,025%.
Ниобий реагирует с углеродом с образованием тонкодисперсного карбида, таким образом участвуя в увеличении твердости стали. Этот тонкодисперсный карбид ниобия подавляет восстановление в ходе нагревания при отжиге, вследствие чего при выдержке образуются однородно рекристаллизованные зерна и могут быть улучшены свойства равномерного относительного удлинения. Поэтому содержание Nb должно быть по меньшей мере 0,005% и предпочтительно по меньшей мере 0,010%. Однако слишком большие добавки Nb уменьшают содержание растворенного углерода, вследствие чего не только ухудшается способность к упрочнению при сушке покрытия, но также происходит возрастание сопротивления деформации в ходе горячей прокатки, затрудняя выполнение прокатки. Соответственно, содержание Nb должно составлять 0,025% или менее и предпочтительно 0,020% или менее.
[%Nb]/[%C]≤10.
Относительно большое соотношение содержания Nb и содержания С способствует образованию карбидов, препятствуя таким образом сохранению углерода в стали в растворенном виде. Поэтому отношение [% Nb]/[% С] не должно превышать 10, предпочтительно составляя 7,7 или менее и более предпочтительно 6,5 или менее. В вышеприведенной формуле обозначение «[% М]» представляет содержание (мас.%) в стали элемента М.
[% Mn]/[% С]≥100.
Посредством увеличения отношения содержания Mn к содержанию С и обеспечивая взаимодействие между Mn и растворенным углеродом, оказывается возможным сдерживание увеличения удлинения, соответствующего пределу текучести (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры, которое может вызываться растворенным углеродом. Для обеспечения такого положительного действия Mn величина [% Mn]/[% С] должна составлять по меньшей мере 100, предпочтительно по меньшей мере 150 и более предпочтительно по меньшей мере 200. В вышеприведенной формуле обозначение «[% М]» представляет содержание (мас.%) в стали элемента М.
Остальная часть композиции компонентов стального листа согласно настоящему изобретению представлена Fe и случайными примесями. Это означает, что в пределах объема настоящего изобретения стальной лист может включать случайные примеси и другие следовые элементы, если их присутствие не оказывает неблагоприятного воздействия на действие и эффект настоящего изобретения.
Кроме того, могут быть добавлены и другие описанные ниже элементы с целью улучшения прочности, способности к термическому упрочнению, пластичности и удлинения, соответствующего пределу текучести после старения при постепенном повышении температуры.
В: от 0,0005% до 0,0030%.
Алюминий связывает азот в виде нитридов и таким образом подавляет старение при постепенном повышении температуры, которое в ином случае вызывалось бы находящимся в растворе N. Кроме того, сегрегированный на границах зерна бор улучшает устойчивость к хрупкому разрушению после штамповки. Для обеспечения описанных выше положительных эффектов бор предпочтительно добавляется в количествах по меньшей мере 0,0005%. Однако слишком большое содержание бора увеличивает сопротивление деформации в ходе горячей прокатки, затрудняя ее осуществление. Соответственно, в случаях добавления бора его содержание предпочтительно составляет 0,0030% или менее и более предпочтительно 0,0020% или менее.
Ti: от 0,003% до 0,050%.
Титан связывает азот в виде нитридов и таким образом подавляет старение при постепенном повышении температуры, которое в ином случае вызывалось бы находящимся в растворе N. Для обеспечения описанного выше положительного действия титан предпочтительно добавляется в количестве по меньшей мере 0,003%. Однако, когда Ti добавляется слишком много, Ti вступает во взаимодействие с углеродом с образованием карбида, что затрудняет сохранение растворенного в стали углерода. Соответственно, в случаях добавления Ti его содержание предпочтительно составляет 0,050% или менее и более предпочтительно 0,030% или менее.
По меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из V, Та, W и Мо: от 0,005% до 0,050%.
Все элементы из V, Та, W и Мо образуют тонкодисперсный карбид, таким образом внося вклад в увеличение прочности стального листа. В случаях добавления по меньшей мере одного элемента, выбранного из группы, состоящей из V, Та, W и Мо, содержание этих элементов для обеспечения описанного выше положительного эффекта предпочтительно составляет по меньшей мере 0,005%, соответственно. Однако слишком большие добавки этих элементов значительно ухудшают пластичность стали. Поэтому величины содержания этих элементов предпочтительно составляют 0,050% или менее.
По меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Cr, Ni и Cu: от 0,01% до 0,10%.
Cr, Ni и Cu вызывают уменьшение размеров зерна в микроструктуре, таким образом участвуя в увеличении прочности стального листа. В случаях добавления по меньшей мере одного вида элементов, выбранных из группы, состоящей из Cr, Ni и Cu, содержание этих элементов для обеспечения описанного выше положительного эффекта предпочтительно составляет по меньшей мере 0,01%, соответственно. Однако слишком большие добавки этих элементов значительно ухудшают пластичность стали. Поэтому величины содержания этих элементов предпочтительно составляют 0,10% или менее.
Sb: от 0,005% до 0,050%.
Сурьма выделяется на поверхности стального листа, когда стальной лист находится в нагревательной печи для горячей прокатки, тем самым препятствуя азотированию сляба и таким образом подавляя неблагоприятные проявления вызываемого N старения. В случаях добавления Sb для обеспечения описанного выше положительного эффекта ее содержание предпочтительно составляет по меньшей мере 0,005%. Однако добавление Sb в слишком больших количествах значительно увеличивает стоимость производства. Поэтому содержание Sb предпочтительно составляет 0,050% или менее.
По меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Са и REM (редкоземельные металлы): от 0,0005% до 0,01%.
Са и REM регулируют морфологию сульфидов, таким образом улучшая пластичность стального листа. Для обеспечения описанного выше положительного эффекта по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Са и REM, предпочтительно добавляется в количествах по меньшей мере 0,0005%, соответственно. Однако добавление этих элементов в слишком больших количествах значительно увеличивает стоимость производства. Поэтому величины содержания этих элементов предпочтительно составляют 0,01% или менее.
В качестве примесей Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, O и т.п. не будут вызывать проблем в отношении характеристик стального листа настоящего изобретения до тех пор, пока их общее содержание составляет 0,5% или менее.
Прочность при растяжении (TS): по меньшей мере 340 МПа.
Особенностью высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения является прочность при растяжении (TS) по меньшей мере в 340 МПа. Задание величины TS стального листа равной по меньшей мере 340 МПа позволяет уменьшать толщину стального листа даже тогда, когда такой стальной лист предназначается для применения в элементах, требующих относительно высокой прочности. В настоящем изобретении показатель TS может быть измерен посредством вырезания образца для испытаний JIS №5 из исследуемого стального листа в направлении, ортогональном к направлению прокатки, и подверганием такого образца испытанию на растяжение согласно методу испытаний JIS Z 2241.
Показатель термического упрочнения (ВН): по меньшей мере 30 МПа.
Особенностью высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения является демонстрируемая им величина достигаемого термического упрочнения (ВН) по меньшей мере в 30 МПа. Величина ВН по меньшей мере в 30 МПа делает возможным применение во время штамповки относительно небольшой нагрузки с достижением достаточно высокой прочности после штамповки. В настоящем изобретении показатель ВН может быть измерен посредством вырезания образца для испытаний JIS №5 из исследуемого стального листа в направлении, ортогональном к направлению прокатки, и подверганием такого образца испытанию на термическое упрочнение согласно методу испытаний JIS G 3135.
Равномерное относительное удлинение: по меньшей мере 18%.
Особенностью высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения является демонстрируемая им величина равномерного относительного удлинения по меньшей мере в 18%. Установление равномерного относительного удлинения равным по меньшей мере 18% сдерживает концентрирование деформаций в процессе штамповки, таким образом значительно предотвращая проявления образования трещин.
Удлинение, соответствующее пределу текучести (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры; 1,0% или менее.
Особенностью высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения является демонстрируемая им величина соответствующего пределу текучести удлинения (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры, составляющая 1,0% или менее. Установление величины YP-EL после старения при постепенном повышении температуры, соответствующей 1,0% или менее, препятствует образованию складок в процессе штамповки. В настоящем изобретении величина YP-EL после старения при постепенном повышении температуры может быть определена вырезанием образца для испытаний на растяжение JIS №5 из исследуемого стального листа в направлении, ортогональном направлению прокатки, выдерживанием образца для испытаний в течение 6 часов при в 100°С и подверганием образца для испытаний испытанию на растяжение с целью измерения его удлинения, соответствующего пределу текучести.
Стальной лист настоящего изобретения может иметь на своей поверхности пленку покрытия. Образование пленки покрытия на поверхности холоднокатаного стального листа улучшает его коррозионную устойчивость. Примеры покрытия (пленки) включают горячее цинкование погружением, цинкование с отжигом, электролитическое цинкование (например, электролитическое нанесение цинк-никелевого сплава) и т.п.
Далее описывается способ производства холоднокатаного стального листа настоящего изобретения.
В настоящем изобретении холоднокатаный стальной лист предпочтительно производится подверганием стального материала в виде полученного непрерывной разливкой сляба горячей прокатке, охлаждению и намотке в рулон и затем подверганием полученной стали травлению, холодной прокатке, непрерывному отжигу и дрессировке.
Более конкретно, особенностью способа является то, что намотка в рулон выполняется при 550°С или выше, а отжиг осуществляется так, чтобы скорость нагревания от 500°С до диапазона температур выдержки равнялась или превышала 0,1×([% Nb]/[% С])°С/с; температура выдержки находилась в диапазоне от (650+10×[% Nb]/[% С]) до 900°С и продолжительность выдержки находилась в диапазоне от 10 с до 1000 с. Кроме того, степень обжатия по толщине листа при дрессировке устанавливается в диапазоне от 0,8×[% Mn] до (2+[% Mn])%.
Температура намотки в рулон после горячей прокатки: 550°С или выше.
Слишком низкая температура намотки в рулон после горячей прокатки препятствует выделению в стали AlN, вследствие чего N остается в состоянии твердого раствора и происходит ухудшение качества вследствие вызываемого N старения. В этом случае также подавляется осаждение NbC, и остающийся в стальном листе в растворенном состоянии после горячей прокатки углерод приводит к внесению значительных деформаций сдвига в ходе холодной прокатки, что серьезно ухудшает свойства равномерного относительного удлинения. Кроме того, повышается твердость стального листа из-за образования игольчатого феррита, вследствие чего увеличивается требуемая для проведения холодной прокатки нагрузка и затрудняется продолжение обработки. Соответственно, температура намотки в рулон должна быть установлена равной 550°С или выше, предпочтительно 600°С или выше. Хотя верхний предел температуры намотки в рулон определяется конкретным образом, предпочтительно верхний предел составляет 750°С или ниже, более предпочтительно 700°С или ниже и еще более предпочтительно 650°С или ниже, поскольку слишком высокая температура намотки в рулон способствует образованию окалины, что приводит к уменьшению производственного выхода стальных листов и появлению дефектов поверхности стальных листов из-за сохраняющейся и после травления окалины. В вышеприведенной формуле обозначение «[% М]» представляет содержание в мас.% в стали элемента М.
Скорость нагревания от 500°С до температурного диапазона выдержки в процессе отжига: 0,1×([% Nb]/[% С])°С/с или выше.
Слишком низкая скорость нагревания в ходе отжига способствует восстановлению в процессе нагревания, вследствие чего в течение выдержки продолжают присутствовать крупные восстановленные зерна, а однородная рекристаллизация подавляется, приводя к ухудшению свойств равномерного относительного удлинения. В этом случае количество создаваемых обжатием дислокаций снижается, и выделившиеся фазы существуют в устойчивом состоянии, вследствие чего растворение NbC в процессе последующей выдержки подавляется и содержание растворенного углерода падает, приводя к ухудшению способности к упрочнению при сушке покрытия. Эффект восстановления в ходе процесса нагревания при отжиге становится заметным при 500°С или выше, и большее отношение содержания Nb к содержанию С, то есть более высокая величина [% Nb]/[% С], делает этот эффект более заметным. Поэтому необходимо установление скорости нагревания от 500°С до температурного диапазона выдержки в ходе отжига равной 0,1×([% Nb]/[% С])°С/с или выше, предпочтительно 0,2×([% Nb]/[% С])°С/с или выше и более предпочтительно 0,3×([% Nb]/[% С])°С/с или выше, еще более предпочтительно 0,5×([% Nb]/[% С])°С/с или выше. Верхний предел скорости нагревания специальным образом не ограничивается, и приемлемым является нагрев при скорости нагревания 100°С/с или выше с помощью IH (индукционный нагрев) или другого подобного способа. В случаях, когда не используется специальное нагревательное устройство, достаточной является скорость нагревания, равная или ниже 30°С/с. В вышеприведенной формуле обозначение «[% М]» представляет содержание в мас.% в стали элемента М.
Температура выдержки при отжиге: от (650+10×[% Nb]/[% С]) до 900°С.
Слишком низкая температура выдержки не только приводит к неполной рекристаллизации, но также подавляет растворение NbC в ходе выдержки, вследствие чего содержание растворенного углерода в стали уменьшается и ухудшается способность стали к упрочнению при сушке покрытия. Более высокая величина отношения содержания Nb к содержанию С, то есть большее значение [% Nb]/[% С], делает этот неблагоприятный эффект более заметным при относительно низкой температуре выдержки. Ввиду этого необходимо установить температуру выдержки равной (650+10×[% Nb]/[% С]) или выше, предпочтительно (650+15×[% Nb]/[% С]) или выше и более предпочтительно (650+20×[% Nb]/[% С]) или выше. Однако слишком высокая температура выдержки не только приводит к росту крупных ферритных зерен с уменьшением прочности стали, но также и слишком сильно способствует растворению NbC, что вызывает чрезмерно высокое содержание в стали растворенного углерода, таким образом ухудшая свойства равномерного относительного удлинения и увеличивая YP-EL после старения при постепенном повышении температуры. Соответственно, температура выдержки должна составлять 900°С или ниже, предпочтительно 860°С или ниже и более предпочтительно 840°С или ниже. В вышеприведенной формуле обозначение «[% М]» представляет содержание в мас.% в стали элемента М.
Время выдержки при отжиге: от 10 с до 1000 с.
Слишком короткая продолжительность выдержки приводит к неполной рекристаллизации, тем самым значительно ухудшая свойства равномерного относительного удлинения стального листа. Поэтому продолжительность выдержки должна быть равной по меньшей мере 10 с, предпочтительно по меньшей мере 30 с и более предпочтительно по меньшей мере 100 с. Однако слишком длительная продолжительность выдержки приводит к росту крупных ферритных зерен, таким образом уменьшая прочность стального листа. Соответственно, продолжительность выдержки должна быть не больше 1000 с, предпочтительно не больше 500 с, более предпочтительно не больше 300 с и еще более предпочтительно не больше 200 с.
Степень обжатия по толщине листа при дрессировке: от 0,8×[% Mn] до (2+[% Mn])%.
Дрессировка после отжига уменьшает YP-EL стального листа и подавляет образование в нем складок при штамповке. В частности, в стали, содержащей добавленный к ней в целях увеличения внутризеренной прочности Mn, вносимые при дрессировке деформации концентрируются в окрестностях границы зерен, что способствует внутризеренной деформации в ходе формования и улучшает показатели равномерного относительного удлинения. С точки зрения получения описанного выше положительного эффекта, более высокое содержание Mn в стали вызывает более значительную амплитуду величин деформаций. Ввиду этого степень обжатия по толщине листа при дрессировке должна быть по меньшей мере 0,8×[% Mn]. Однако более высокая степень обжатия по толщине листа при дрессировке приводит к более слабому показателю равномерного относительного удлинения из-за вызываемой механической обработкой остаточной деформации. При более низком содержании Mn в стали такой неблагоприятный эффект недостаточности свойств равномерного относительного удлинения при высокой степени обжатия по толщине листа более заметно проявляется при небольшом количестве деформаций. Ввиду этого степень обжатия по толщине листа должна быть (2+[% Mn])% или ниже. Дрессировка может выполняться или пропусканием через вальцы, или вытяжением в результате приложения к стальному листу растягивающего усилия, или комбинацией вальцевания и вытяжения.
При осуществлении настоящего изобретения сталь может изготавливаться с применением обычного конвертера, электропечи и т.п. Литая сталь затем подвергается разливке для получения сляба, и этот сляб немедленно направляется на горячую прокатку. В качестве варианта, сляб в нагретом или холодном состоянии может быть нагрет повторно и подвергнут горячей прокатке. Нагревание при горячей прокатке может проводиться при температуре в диапазоне от 1100°С до 1250°С.
Горячая прокатка после черновой прокатки предпочтительно завершается чистовой прокаткой в области аустенита.
Скорость охлаждения между чистовой прокаткой и намоткой в рулон специальным образом не ограничивается, и достаточной является скорость охлаждения не ниже обеспечиваемой естественным воздушным охлаждением. Допускается осуществление быстрого охлаждения при 20°С/с или более быстрого или сверхбыстрого охлаждения при 100°С/с.
При холодной прокатке после проводимого следующим этапом обычного травления может быть выполнено вальцевание со степенью обжатия при холодной прокатке в диапазоне от 50% до 80%. При отжиге, хотя показатель возрастания температуры в ходе процесса повышения температуры вплоть до 500°С специальным образом не ограничивается, показатель увеличения температуры предпочтительно составляет по меньшей мере 3°С/с, поскольку в ином случае проявляется неблагоприятное воздействие на эффективность работы. Аналогичным образом, хотя скорость охлаждения после выдержки специальным образом не ограничивается, предпочтительно скорость охлаждения составляет по меньшей мере 5°С/с, поскольку в ином случае проявляется неблагоприятное воздействие на эффективность работы. Также в ходе охлаждения после выдержки может выполняться то, что именуется «перестаривающей обработкой» с выдерживанием стального материала в течение времени от 30 с до 600 с при температуре от 300°С до 450°С.
Стальной лист настоящего изобретения может быть при необходимости на стадии охлаждения после выдержки при температуре от 420°С до 500°С погружен в ванну для нанесения цинкового электролитического покрытия с целью создания на нем цинковой пленки покрытия.
Кроме того, стальной материал, который погружается в ванну для нанесения электролитического покрытия, может быть повторно нагрет до температуры в диапазоне от 460°С до 570°С и выдержан в таком состоянии в течение по меньшей мере 1 с, предпочтительно по меньшей мере 5 с, для осуществления того, что именуют «легирующей обработкой» сплавления цинка с железом.
Что касается нанесения покрытия, то помимо цинкования может быть выполнено покрытие, например, Al, сплавом Zn-Al и т.п. В случаях, когда нанесение покрытия не выполняется при отжиге, может быть осуществлено электролитическое цинкование, покрытие Ni или другое подобное. Кроме того, допустимо нанесение пленки на холоднокатаном стальном листе или стальном листе с покрытием посредством химического конверсионного нанесения покрытия или другой подобной обработкой.
Примеры
Далее описываются примеры настоящего изобретения.
Таблица 1 представляет химические композиции образцов стального листа, а таблица 2 отображает условия производства соответствующих образцов стального листа. Каждая из литых сталей, имеющая композиции компонентов, показанных в таблице 1, была подвергнута непрерывной разливке для получения сляба (стальной материал). Полученный таким образом сляб был подвергнут в указанном порядке горячей прокатке, охлаждению, намотке в рулон, травлению, холодной прокатке, отжигу и дрессировке в соответствии с показанными в таблице 2 условиями, вследствие чего был произведен стальной лист.
Что касается нанесения покрытия, то в таблице 2 "GA" представляет горячее цинкование с отжигом, "GI" представляет горячее цинкование погружением и "EG" представляет электролитическое цинкование. EG проводилось после отжига.
Были выполнены испытания на растяжение с целью измерения прочности при растяжении (HS) посредством вырезания образца для испытаний на растяжение из образца стального листа в направлении, ортогональном направлению прокатки, и подверганием образца для испытаний испытаниям на растяжение согласно JIS Z 2241. Было определено равномерное относительное удлинение измерением полного удлинения при максимальной прикладываемой при испытаниях силе согласно JIS Z 2241.
Была определена способность к термическому упрочнению (ВН) приданием образцу стального листа предварительной 2% деформации, выдерживанием образца в этом состоянии в течение 20 минут при 170°С и измерением величины увеличения предела текучести после деформационного упрочнения, вызванного предварительной деформацией.
Было измерено удлинение, соответствующее пределу текучести (YP-EL) после старения при постепенном повышении температуры, выдерживанием образца стального листа в условиях среды эксперимента, моделирующей окружающую среду, при которых образец выдерживался в течение 6 часов при 100°С, а затем оставлялся для прохождения старения при 25°С в течение шести месяцев.
Результаты этих измерений и расчетные данные представлены в таблице 3.
Таблица 1
Образец №
Химические компоненты (мас.%)
С
Si
Mn
P
S
Al
N
Nb
Nb/C
Mn/C
Другие
1
0,0020
0,01
0,65
0,04
0,007
0,06
0,0015
0,010
5,0
325
-
2
0,0019
0,01
0,60
0,03
0,007
0,07
0,0015
0,011
5,8
316
Cu: 0,01; Ni: 0,02; Cr: 0,02
3
0,0020
0,01
0,40
0,05
0,007
0,04
0,0020
0,012
6,0
200
Sb: 0,008
4
0,0018
0,01
0,35
0,06
0,007
0,04
0,0018
0,012
6,7
194
Sb: 0,008; Cu: 0,01; Ni: 0,02; Cr: 0,02
5
0,0012
0,01
0,35
0,06
0,012
0,05
0,0018
0,008
6,7
292
В: 0,0008
6
0,0015
0,01
0,70
0,08
0,008
0,06
0,0017
0,011
7,3
467
-
7
0,0020
0,02
0,20
0,10
0,020
0,07
0,0015
0,005
2,5
100
В: 0,0005; Ti: 0,01; V: 0,005; Та: 0,005; W: 0,005; Мо: 0,005; Cr: 0,01; Ni: 0,01; Cu: 0,01; Sb: 0,010; Ca: 0,0005; REM: 0,0005
8
0,0010
0,03
0,15
0,01
0,015
0,02
0,0010
0,007
7,0
150
-
9
0,0023
0,04
0,50
0,08
0,030
0,10
0,0030
0,011
4,8
217
-
10
0,0018
0,05
0,80
0,03
0,010
0,03
0,0040
0,012
6,7
444
Ti: 0,01
11
0,0014
0,01
1,00
0,02
0,005
0,05
0,0020
0,009
6,4
714
V: 0,01
12
0,0028
0,01
0,51
0,05
0,001
0,06
0,0018
0,015
5,4
182
V: 0,01; Мо: 0,01
13
0,0014
0,02
0,45
0,03
0,005
0,08
0,0017
0,009
6,4
321
-
14
0,0035
0,02
0,35
0,07
0,012
0,03
0,0014
0,008
2,3
100
V: 0,005; Cr: 0,01; Ni: 0,01
15
0,0040
0,01
0.70
0,05
0,009
0,06
0,0010
0,015
3,8
175
16
0,0022
0,01
0,26
0,03
0,012
0,04
0,0019
0,011
5,0
118
-
17
0,0019
0,02
0,30
0,05
0,009
0,06
0,0022
0,014
7,4
158
V: 0,01; Та: 0,005; W: 0,01; Мо: 0,01
18
0,0025
0,03
0,25
0,03
0,008
0,05
0,0035
0,024
9,6
100
-
19
0,0030
0,01
0,80
0,02
0,030
0,10
0,0050
0,014
4,7
267
Ca: 0,0005
20
0,0035
0,02
0,70
0,01
0,015
0,01
0,0030
0,020
5,7
200
Cr: 0,02
21
0,0040
0,01
0,85
0,03
0,008
0,04
0,0040
0,025
6,3
213
22
0,0020
0,01
0,35
0,03
0,008
0,05
0,0021
0,013
6,5
175
Ca: 0,0005; REM: 0,0005
23
0,0018
0,01
0,41
0,03
0,008
0,06
0,0022
0,016
8,9
228
В: 0,0008; V: 0,005; Cr: 0,01; Ni: 0,01;Sb: 0,007
24
0,0016
0,01
0,33
0,03
0,009
0,07
0,0023
0,015
9,4
206
-
25
0,0015
0,02
0,45
0,03
0,008
0,04
0,0018
0,012
8,0
300
-
26
0,0014
0,01
0,55
0,02
0,010
0,05
0,0015
0,012
8,6
393
Cr: 0,01
27
0,0012
0,01
0,45
0,01
0,010
0,04
0,0016
0,011
9,2
375
Cr: 0,02; Cu: 0,01; Ni: 0,02
28
0,0022
0,02
0,65
0,01
0,015
0,05
0,0015
0,013
5,9
295
29
0,0042
0,01
0,71
0,01
0,008
0,06
0,0023
0,021
5,0
169
V: 0,005; W: 0,005
30
0,0010
0,01
0,08
0,03
0,007
0,07
0,0018
0,009
9,0
80
31
0,0022
0,02
1,10
0,05
0,009
0,08
0,0019
0,015
6,8
500
-
32
0,0015
0,01
0,35
0,04
0,015
0,05
0,0020
0,004
2,7
233
Са: 0,001
33
0,0030
0,01
0,56
0,03
0,011
0,04
0,0017
0,027
9,0
187
Sb: 0,009
34
0,0008
0,02
0,31
0,03
0,008
0,03
0,0022
0,007
8,8
388
-
35
0,0022
0,01
0,55
0,04
0,008
0,04
0,0015
0,024
10,9
250
-
36
0,0013
0,01
0,82
0,04
0,010
0,05
0,0018
0,016
12,3
631
-
37
0,0020
0,01
0,18
0,01
0,005
0,05
0,0024
0,015
7,5
90
-
38
0,0019
0,02
0,19
0,05
0,005
0,06
0,0021
0,014
7,4
100
В: 0,0010; Ti: 0,005; V: 0,005; Ni: 0,01
39
0,0018
0,01
0,37
0,01
0,006
0,05
0,0019
0,015
8,3
206
-
40
0,0015
0,01
0,35
0,03
0,010
0,04
0,0018
0,011
7,3
233
-
41
0,0016
0,02
0,45
0,02
0,011
0,05
0,0019
0,011
6,9
281
Cr: 0,01; Сu: 0,01; Са: 0,0010
*Подчеркнутые данные не отвечают требованиям настоящего изобретения.
Таблица 2
Образец №
Горячая прокатка
Холодная прокатка
Отжиг
FT (°С)
СТ (°С)
Степень обжатия (%)
Толщина листа(мм)
Скорость увеличения температуры (°С/с)
Температура выдержки (°С)
Время выдержки (с)
Покрытие
Степень обжатия при дрессировке (%)
1
890
620
75
0,8
2,0
820
135
-
1,5
2
900
610
75
0,8
1,9
820
150
-
1,5
3
890
620
75
0,8
2,0
820
40
GA
1,5
4
890
620
75
0,8
2,0
820
45
GA
1,5
5
910
600
69
0,6
1,1
850
95
GI
1,2
6
900
650
74
0,7
1,6
880
145
GI
1,3
7
910
680
81
0,5
3,0
790
310
GI
1,0
8
920
700
77
0,9
5,1
740
180
GA
1,5
9
910
750
71
1,0
4,0
800
355
GI
0,8
10
890
700
69
0,8
1,3
810
500
-
1,5
11
880
650
76
0,7
2,2
830
290
-
2,5
12
920
600
50
1,2
3,0
850
700
-
2,4
13
910
620
68
0,8
4,2
790
980
EG
1,5
14
900
630
73
0,8
1,9
850
155
GI
1,9
15
910
680
72
0,7
3,1
860
180
GA
1,8
16
890
660
75
0,8
6,0
830
130
GI
0,4
17
890
650
77
0,8
10,1
810
125
GI
0,5
18
900
570
76
0,8
8,0
800
220
-
0,8
19
900
610
60
1,0
1,1
790
140
GI
1,2
20
910
630
78
0,6
2,0
780
85
GA
1,4
21
880
620
75
0,8
1,2
770
12
GI
1,5
22
900
550
77
0,7
3,0
810
25
GA
1,3
23
890
620
77
0,7
0,8
850
35
GI
1,5
24
890
630
76
0,7
0,6
840
30
-
1,3
25
900
620
74
0,8
1,5
910
135
GA
1,2
26
890
630
73
0,7
2,0
720
150
GI
1,6
27
880
620
75
0,7
1,9
720
30
GI
2,0
28
900
530
73
0,8
3,2
800
130
GA
1,8
29
900
620
75
0,8
4,1
790
150
GI
1,5
30
910
630
74
0,7
4,0
800
200
GA
0,8
31
900
650
75
0,8
3,3
810
180
-
1,5
32
890
610
70
1,0
1,5
820
160
-
1,6
33
890
620
73
0,8
1,0
830
100
GI
2,0
34
880
630
69
0,8
2,8
800
130
GA
2,1
35
910
620
71
0,8
3,0
790
150
-
2,2
36
920
650
75
0,7
3,1
850
120
GA
1,5
37
890
620
78
0,6
1,1
790
70
GI
1,2
39
900
630
75
0,8
2,1
790
8
-
1,5
39
890
620
74
0,8
2,5
790
1050
GA
0,8
40
880
630
73
0,8
2,5
810
110
GI
0,2
41
900
620
75
0,6
3,0
830
130
GI
2,5
*Подчеркнутые данные не отвечают требованиям настоящего изобретения.
Таблица 3
Образец №
Показатели механических свойств
Примечания
YP (МПа)
TS (МПа)
Равномерное относительное удлинение (%)
Полное удлинение (%)
ВН (МПа)
YP-E1 (%)
1
210
360
23
46
40
0,0
Сталь настоящего изобретения
2
205
355
22
45
39
0,0
Сталь настоящего изобретения
19
270
400
18
38
40
0,4
Сталь настоящего изобретения
20
230
360
20
40
41
0,2
Сталь настоящего изобретения
21
240
355
21
41
40
0,2
Сталь настоящего изобретения
22
235
350
20
41
35
0,1
Сталь настоящего изобретения
23
235
350
12
37
31
1,3
Сравнительная сталь
24
220
350
16
3
35
2,0
Сравнительная сталь
25
240
320
17
38
50
1,5
Сравнительная сталь
26
260
370
15
35
25
0,5
Сравнительная сталь
27
270
380
16
36
26
0,5
Сравнительная сталь
28
210
350
17
39
32
1,1
Сравнительная сталь
29
205
360
17
38
45
1,5
Сравнительная сталь
30
190
335
22
42
35
1,2
Сравнительная сталь
31
260
410
16
35
35
0,2
Сравнительная сталь
32
190
320
17
38
35
0,0
Сравнительная сталь
33
240
360
19
39
36
1,5
Сравнительная сталь
34
190
310
23
44
20
0,0
Сравнительная сталь
35
210
365
20
39
25
0,0
Сравнительная сталь
36
205
355
21
40
15
0,0
Сравнительная сталь
37
210
340
22
42
30
1,3
Сравнительная сталь
38
260
380
16
35
31
0,2
Сравнительная сталь
39
200
320
23
45
35
0,5
Сравнительная сталь
40
210
340
16
39
31
0,8
Сравнительная сталь
41
240
350
16
38
32
0,0
Сравнительная сталь
* Подчеркнутые данные не отвечают требованиям настоящего изобретения.
Фиг.1 показывает, как величина [% Nb]/[% С] влияет на показатель термического упрочнения (ВН) образцов №№1-22, 35 и 36. Из фиг.1 видно, что ВН≥30 МПа может быть достигнуто установлением величины [% Nb]/[% С], удовлетворяющей [% Nb]/[% С]≤10.
Фиг.2 показывает, как величина [% Mn]/[% С] влияет на удлинение, соответствующее пределу текучести (YP-EL) образцов №№1-22, 30 и 37. Из фиг.2 видно, что YP-EL<1,0 (%) может быть обеспечено установлением величины [% Mn]/[% С], удовлетворяющей [% Mn]/[% С]≥100.
Фиг.3 показывает, как скорость нагревания влияет на равномерное относительное удлинение образцов №№1-24. Из фиг.3 видно, что равномерное относительное удлинение ≥18% может быть обеспечено установлением скорости нагревания, равной или превышающей 0,1×([% Nb]/[% С])°С/с.
Фиг.4 показывает, как скорость нагревания влияет на удлинение, соответствующее пределу текучести (YP-EL) образцов №№1-24. Из фиг.4 видно, что YP-EL≤1,0 (%) может быть обеспечено установлением скорости нагревания, равной или превышающей 0,1×([% Nb]/[% С])°С/с. Следует заметить, что на осях Х на фиг.3 и фиг.4 представлены величины, полученные делением скорости нагревания на ([% Nb]/[% С]).
Фиг.5 показывает, как температура выдержки влияет на равномерное относительное удлинение образцов №№1-22, 26 и 27, для которых установлена температура выдержки 900°С или ниже, соответственно. Из фиг.5 видно, что равномерное относительное удлинение ≥18% может быть обеспечено установлением степени выдержки, равной или превышающей (650+10×[% Nb]/[% C])°C.
Фиг.6 показывает, как температура выдержки влияет на величину термического упрочнения (ВН) образцов №№1-22, 26 и 27, для которых установлена температура выдержки 900°С или ниже, соответственно. Из фиг.6 видно, что ВН≥30 МПа может быть обеспечено установлением степени выдержки, равной или превышающей (650+10×[% Nb]/[% С])°С. Следует заметить, что на осях Х на фиг.5 и фиг.6 представлены величины, полученные делением температуры выдержки на (650+10×([% Nb]/[% С])).
Фиг.7 показывает, как степень обжатия по толщине листа при дрессировке влияет на равномерное относительное удлинение образцов №№1-22, 40 и 41. Из фиг.7 видно, что равномерное относительное удлинение ≥18% может быть достигнуто установлением степени обжатия при дрессировке (степень обжатия по толщине листа) в диапазоне от 0,8×[% Mn] до (2+[% Mn])%. На оси Х на фиг.7 представлены величины, полученные делением показателя (Степень обжатия по толщине листа - 0,8×[% Mn]) на показатель {(2+[% Mn])-0,8×[% Mn]}. Эта величина обращается в нуль, когда степень обжатия по толщине листа равняется (0,8×[% Mn])%, то есть нижнему пределу, принимая значение 1, когда степень обжатия по толщине листа равняется (2+[% Mn])%, то есть верхнему пределу.
Применимость в промышленности
Согласно настоящему изобретению оказывается возможным создание высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходной способностью к термическому упрочнению и формуемостью, а также предлагается эффективный способ получения такого стального листа. В этом отношении настоящее изобретение обеспечивает превосходный с точки зрения промышленного применения эффект.