ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С НИЗКОЙ ПЛОСКОСТНОЙ АНИЗОТРОПИЕЙ ПРЕДЕЛА ТЕКУЧЕСТИ И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ
HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH LOW IN-PLANE ANISOTROPY OF YIELD POINT AND METHOD OF ITS PRODUCTION

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, который пригоден для использования в качестве автомобильного стального листа и т.д. и также к способу изготовления.
Уровень техники
2
В последние годы для снижения количества выбросов CO с точки зрения глобальной защиты окружающей среды возрастает потребность в улучшении топливной экономичности автомобилей. Кроме того, повышение автомобильной безопасности сосредоточено на характеристиках кузова транспортного средства при столкновении, необходимых для обеспечения безопасности пассажиров при столкновении. Таким образом, принимаются определенные меры для реализации более легкого и прочного кузова автомобиля.
В целях одновременного достижения снижения веса и повышения прочности кузова автомобиля эффективно использовать более прочные материалы, чтобы снизить толщину листа до отсутствия негативного влияния на жесткость. Соответственно, высокопрочный холоднокатаный стальной лист активно используется в наши дни для деталей автомобиля.
Чем прочнее стальной лист, тем больше эффект снижения веса. Например, существует тенденция в автомобильной промышленности использовать стальной лист с пределом прочности (TS) не менее 500 МПа, или даже не менее 590 МПа.
С другой стороны, необходимо, чтобы автомобильный стальной лист имел превосходную способность к штамповке, так как большинство автомобильных деталей из стального листа формуются штамповкой. Однако высокопрочный стальной лист намного уступает обычным мягким стальным листам в способности к штамповке, пластичности и глубокой вытяжке и, следовательно, требует улучшения в этом отношении.
В качестве примера высокопрочного стального листа, например, до класса 440 MPa, существует стальной лист, который изготавливают добавлением Ti и Nb в количестве, подходящем для фиксации растворенного C и N в особо низкоуглеродистом стальном листе с превосходной формуемостью, так, чтобы получить сталь с небольшим количеством металлических включений в качестве основного материала, к которому затем добавляют твердый раствор упрочняющих элементов, таких как Si, Mn, P и т.д.
Кроме того, в диапазоне от 500 MPa или более, или в диапазоне 590 MPa или более, практически используют лист из стали комплексной фазы, например стальной лист DP, с двумя фазами феррита и мартенсита и лист из TRIP стали, использующей остаточную фазу. Первая характеризуется низким пределом текучести и высокой способностью к деформационному упрочнению из-за остаточной деформации вблизи мартенсита, в то время как последняя имеет особенность в том, что равномерное относительное удлинение усиливается благодаря пластичности, обусловленной мартенситным превращением.
L
D
C
Как правило, механические характеристики высокопрочного стального листа могут быть оценены характеристикой прочности при растяжении в заданном направлении, например направление, перпендикулярное к направлению прокатки, и его плоскостная анизотропия может быть оценена плоскостной анизотропией ∆r коэффициента Ланкфорда (r-величина). Здесь ∆r можно вычислить по коэффициенту Ланкфорда r, r и r по направлениям 0° (L направление), 45° (D направление) и 90° (C направление) по отношению к направлению прокатки в соответствии со следующей формулой:
L
D
C
∆r=(r+r-2r)/2.
Однако на основе анализа практической штамповки было обнаружено, что плоскостная анизотропия предела текучести значительно влияет на сохранение формы после формования деталей и поверхностную деформацию. Таким образом, ожидается, что способность к штамповке может быть улучшена за счет уменьшения плоскостной анизотропии предела текучести.
Что касается стального листа с низкой плоскостной анизотропией, например, патентный документ 1 (JP 2004-197155) раскрывает холоднокатаный стальной лист с превосходной прокаливаемостью в печи и низкой плоскостной анизотропией, который соответственно использован для внешней панели кузова автомобиля, также как способ изготовления такого стального листа. Эта технология заключается в определении ∆r с помощью количества C и степени обжатия при холодной прокатке, полагая, что требуемые плоскостная анизотропия и стойкость к зазубринам могут быть реализованы одновременно. Кроме того, в соответствии с этой технологией охлаждение должно быть начато в течение 2 секунд после горячей прокатки и осуществляться в диапазоне температур от 100°C или более при скорости охлаждения 70°C/с или более. Однако плоскостная анизотропия здесь определяется ∆r, что не всегда совпадает с плоскостной анизотропией предела текучести.
Что касается стального листа, относящегося к плоскостной анизотропии пластичности, например, патентный документ 2 (JP-2005-256020) раскрывает стальной лист с превосходным сохранением формы, также как способ изготовления такого стального листа. Стальной лист характеризуется как сталь с комплексной фазой, содержащая максимальную объемную долю феррита или бейнита и мартенсита в диапазоне 1-25%. В этом случае, по меньшей мере, в области поверхности листа от 1/2 толщины до 1/4 толщины должны выполняться все следующие условия:
(1) среднее значение (A) выборочного отношения рентгенографических интенсивностей с ориентацией групп кристаллов {100} <011> ~ {223} <110> составляет 4,0 или более;
(2) среднее значение (B) выборочного отношения рентгенографических интенсивностей по трем ориентациям кристаллов {554} <225>, {111} <112> и {111} <110> составляет 5,5 или менее;
(3) (A)/(B) 1,5;
(4) {100} <011> выборочное отношение интенсивностей рентгеновского отражения не менее {211} <011> выборочного отношения рентгенографических интенсивностей.
Кроме того, должны быть выполнены следующие условия: по меньшей мере, одна из r-величины в направлении прокатки и r-величины в направлении, перпендикулярном направлению прокатки, составляет 0,7 или менее; плоскостная анизотропия равномерного относительного удлинения ∆uE1 составляет 4% или менее; плоскостная анизотропия местного относительного удлинения ∆LE1 составляет 2% или более, и ∆uE1∆LE1, где
∆uE1={|uE1(L)-uE1(45°)|+|uE1(C)-uE1(45°)|}/2, и
∆LE1={|LE1(L)-LE1(45°)|+|LE1(C)-LE1(45°)|}/2,
равномерное относительное удлинение в параллельном направлении (L направление), в перпендикулярном направлении (C направление) и в направлении 45° к направлению прокатки определяется как uE1 (L), uE1 (C) и uE1 (45°) соответственно, и местное относительное удлинение в параллельном направлении (L направление), в перпендикулярном направлении (C направление) и в направлении 45° к направлению прокатки определяется как LE1 (L), LE1 (C) и LE1 (45°) соответственно. Кроме того, необходимо оптимизировать условия чистовой горячей прокатки и намотки при критической температуре или менее в соответствии с эквивалентным количеством Mn.
Однако существует проблема в том, что развитие текстуры {100} <011> уменьшает способность к вытяжке, кроме того, влияние на плоскостную анизотропию предела текучести не выяснено.
Сущность изобретения
Проблемы, решаемые изобретением
Как описано выше, для улучшения формуемости обычного стального листа для автомобилей усилия были сосредоточены на повышении r-величины или относительного удлинения. Однако, поскольку технология, раскрытая в патентном документе 1 (JP 2004-197155 A), состоит в получении фазы бейнита быстрым охлаждением после горячей прокатки для получения стального листа с низкой плоскостной анизотропией r-величины, остается проблема, заключающаяся в том, что может быть достигнут лишь ограниченный уровень прочности. Технология, раскрытая в патентном документе 2 (JP-2005-256020), включает еще одну проблему, состоящую в том, что отношение фаз микроструктуры имеет тенденцию меняться в зависимости от изменений условий изготовления, так что плоскостная анизотропия, в частности плоскостная анизотропия предела текучести, не всегда может быть снижена, когда изменяется микроструктура.
Целью настоящего изобретения является предпочтительное решение вышеуказанных проблем и создание высокопрочного холоднокатаного стального листа с пределом прочности (TS) 500 MPa или более, или даже выше 590 MPa или более, и крайне низкой плоскостной анизотропией предела текучести одновременно, сосредоточив внимание на пределе текучести и снижении его плоскостной анизотропии, чтобы тем самым улучшить способность к штамповке, и также создании способа его изготовления.
Пути решения проблемы
В текстурах холоднокатаного стального листа, как правило, считается, что формируются α волокна в направлении <100>, параллельном RD направлению, и γ волокна в направлении <111>, параллельном ND направлению. Когда, в частности, формируются γ волокна, r-величина возрастает.
Здесь ориентацией группы α волокна, сформированного в текстурах холоднокатаного стального листа, является {001} <110> ~ {111} <110>, и φ1=0°, φ2=45°, Φ=0°~55°, которые показаны в 3D-ориентации в пространстве с прямоугольными осями координат, соответствующих трем переменным углам Эйлера.
Изобретатели провели обширные исследования для решения вышеуказанных проблем и обнаружили, что механические характеристики, в частности плоскостная анизотропия предела текучести, очень тесно коррелирует с функцией распределения 3D ориентации кристаллов указанной ориентации α волокна по ({φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}), и не связаны с другими ориентациями, такими как накопление γ волокна, связанного с r-величиной, что является показателем глубокой вытяжки.
При проведении дальнейших исследований было установлено, что плоскостная анизотропия предела текучести также зависит от микроструктуры и, таким образом, плоскостная анизотропия предела текучести может быть стабильно снижена контролем функции распределения 3D ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}, также как объемной доли мартенситной фазы во всей микроструктуре стального листа.
Настоящее изобретение было завершено на основе знаний и выводов, как описано выше, и может быть обобщено следующим образом.
Первый аспект настоящего изобретения представляет высокопрочный холоднокатаный стальной лист с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, включающий следующие компоненты состава, % масс.:
C: 0,06-0,12%;
Si: 0,7% или менее;
Mn: 1,2-2,6%;
P: 0,020% или менее;
S: 0,03% или менее;
Sol.Al: 0,01-0,5%;
N: 0,005% или менее, и
остальное Fe и неизбежные примеси, причем стальной лист включает, в пересчете на объемную долю по отношению ко всей микроструктуре стального листа, 60% или более ферритной фазы в качестве основной фазы, и 5-20% мартенситной фазы, и функция распределения 3D ориентации кристаллов составляет 2,5 или менее по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}.
Второй аспект настоящего изобретения относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с низкой плоскостной анизотропией предела текучести в соответствии с первым аспектом, в котором стальной лист включает в % масс., по меньшей мере, один из Cr: 0,5% или менее, и Mo: 0,5% или менее.
3
Третий аспект настоящего изобретения относится к способу изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, включающему получение стального сляба с компонентами состава, указанными в первом или втором аспектах, проведение горячей прокатки стального сляба при конечной температуре 840-950°C, и затем холодной прокатки со степенью обжатия 30-70%, затем отжига при температуре от 800°C или более и до точки A или менее, и последующего охлаждения с критической скоростью охлаждения CR (°·C/с) или более, которая выражается следующей формулой в диапазоне температур от температуры отжига до 400°C:
log CR=-3,50[%Mo]-1,20[%Mn]-2,0[%Cr]-0,32[%P]+3,50,
где [%М] является количеством элемента M, содержащегося в стали, % масс.
Эффект изобретения
В соответствии с настоящим изобретением можно получить высокопрочный холоднокатаный стальной лист с низкой плоскостной анизотропией предела текучести и превосходной способностью к штамповке. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, полученный в настоящем изобретении, является особенно подходящим для использования в качестве деталей автомобиля.
Предпочтительное осуществление изобретения
Настоящее изобретение будет подробно описано далее.
Прежде всего, компоненты состава высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения ограничены, как указано выше, по причинам, которые будут подробно описаны далее, где единицей содержания каждого элемента является "% масс.", если не оговорено иное.
C: 0,06-0,12%
ой
ая
ая
Углерод (C) является элементом, необходимым для обеспечения заданной доли 2фазы, повышения прочности и регулировки предела текучести с низкой плоскостной анизотропии. Содержание углерода менее 0,06% затрудняет обеспечение содержания мартенситной фазы не менее 5%, что не является предпочтительным. С другой стороны, когда содержание углерода превышает 0,12%, 2 фаза, кроме фазы феррита, составляет большой процент, таким образом, становится трудно сохранять объемную долю ферритной фазы не менее 60%, за счет чего ухудшается пластичность. Кроме того, 2 фаза, такая как фаза мартенсита, образует сетчатую структуру и имеет тенденцию к окружению феррита, так что затруднено влияние текстуры ферритной фазы и таким образом контроль плоскостной анизотропии предела текучести. Соответственно, содержание углерода должно быть в диапазоне 0,06-0,12%, предпочтительно в диапазоне 0,06-0,10%.
Si: 0,7% или менее
Кремний (Si) замедляет образование окалины при горячей прокатке, причем требуется его незначительное количество для улучшения качества поверхности, несколько тормозит реакцию легирования между железной основой и цинком в гальванической ванне или при цинковании с отжигом, и улучшает упрочнение при высокой деформации и т.д. Учитывая вышесказанное, содержание Si предпочтительно составляет не менее около 0,01%. Однако содержание Si, превышающее 0,7%, ухудшает внешний вид, таким образом, содержание Si задается равным 0,7% или менее, предпочтительно 0,3% или менее.
Mn: 1,2-2,6%
ой
ая
Марганец (Mn) добавляют для улучшения дисперсионного твердения и увеличения процентного содержания мартенситных фаз во 2 фазе. С точки зрения достижения таких комплексных фаз нижний предел содержания Mn должен быть 1,2%. Когда содержание Mn становится слишком высоким, температура превращения α в γ при отжиге становится низкой, таким образом, образуется у зерно мелкодисперсного ферритового зерна сразу после рекристаллизации или на восстановленных границах зерна при рекристаллизации. Таким образом, 2 фаза утончается и, как следствие, ухудшается пластичность, а также нельзя контролировать плоскостную анизотропию предела текучести. В свете этого верхний предел содержания Mn должен составлять 2,6%, предпочтительно содержание Mn должно быть в диапазоне 1,2-2,1%. Поскольку количество образующегося мартенсита изменяется в зависимости от скорости охлаждения после отжига, скорость охлаждения должна контролироваться на основе количества Mn, Cr и Mo, что будет объяснено далее.
P: 0,020% или менее
При содержании фосфора (P) более 0,020% появляются поверхностные дефекты за счет ухудшения свариваемости и сегрегации, таким образом, содержание P определяется равным 0,020% или менее.
S: 0,03% или менее
ого
Сера (S) обладает эффектом 1 улучшения свойств удаления окалины стальных листов и качества внешнего вида покрытия. Однако когда содержание S увеличивается, в стали выделяется слишком много MnS, ухудшая пластичность, например относительное удлинение и способность к отбортовке при деформации листовой стали и способность к штамповке. Кроме того, ухудшается пластичность при горячей прокатке сляба, что имеет тенденцию вызывать дефекты поверхности. Кроме того, коррозионная стойкость также немного ухудшается. С этой точки зрения содержание S определяется равным 0,03% или менее, предпочтительно 0,01% или менее, более предпочтительно 0,005% или менее, и более предпочтительно 0,002% или менее.
sol.Al: 0,01-0,5%
Растворимый алюминий (sol.Al) может быть использован в качестве элемента для раскисления стали, а также влияет на стабилизацию растворенного N, присутствующего в качестве примеси, для улучшения сопротивления старению при комнатной температуре. Таким образом, содержание sol.Al должно составлять 0,01% или более. С другой стороны, содержание sol.Al, превышающее 0,5%, приводит к увеличению стоимости, причем индуцируется дефект поверхности. Таким образом, содержание sol.Al находится в диапазоне 0,01-0,5%.
N: 0,005% или менее
Когда содержание азота (N) является чрезмерным, ухудшается сопротивление старению при нормальной температура, и необходимо добавлять большое количество Al и Ti для стабилизации растворенного N. Таким образом, содержание азота предпочтительно снижать насколько возможно. С этой точки зрения содержание N определяется равным 0,005% или менее.
Хотя состав основных компонентов был объяснен выше, следующие элементы также могут быть добавлены по мере необходимости, в соответствии с настоящим изобретением.
Cr: 0,5% или менее
Хром (Cr) является незаменимым элементом, который способствует надежному достижению высокой прочности стального листа путем образования комплексных фаз, также как Mn. Для достижения эффекта содержание Cr предпочтительно составляет 0,1% или более. Однако его чрезмерное добавление вызывает не только насыщение эффекта, но и увеличивает стоимость, таким образом, содержание Cr должно составлять 0,5% или менее.
Mo: 0,5% или менее
Молибден (Mo) является элементом, который ингибирует образование перлита за счет улучшения дисперсионного твердения для облегчения получения высокопрочного стального листа. Для достижения эффекта содержание Mo предпочтительно составляет 0,1% или более. Однако молибден стоит так дорого, что чрезмерное количество добавки значительно увеличивает его себестоимость. С этой точки зрения необходимое содержание Mo составляет 0,5% или менее. Кроме того, поскольку количество образующегося мартенсита изменяется в зависимости от скорости охлаждения после отжига, скорость охлаждения должна контролироваться на основе количества Mn, Cr и Mo, что будет объяснено далее.
Остальное, т.е. компоненты, отличные от вышеописанных, в составе высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения составляет Fe и неизбежные примеси. Однако остальное может дополнительно содержать другие компоненты, кроме вышеописанных, если наличие таких компонентов отрицательно не сказывается на функционировании и эффектах настоящего изобретения.
Далее будут объяснены причины, по которым микроструктура стали должна быть ограничена таким процентным содержанием.
Объемная доля фазы феррита: 60% или более
ой
ая
В соответствии с настоящим изобретением текстура феррита регулируется таким образом, что она имеет тенденцию к слишком большому снижению. А именно, когда растет содержание 2 фазы, кроме фазы феррита, затрудняется контроль плоскостной анизотропии предела текучести контролируемых текстур. Кроме того, 2 фаза, такая как фаза мартенсита, начинает окружать феррит с образованием сетчатой структуры, таким образом, макроскопическое пластическое поведение стального листа больше не будет зависеть от ориентации кристаллов феррита. С этой точки зрения объемная доля ферритной фазы во всей микроструктуре стального листа должна быть 60% или более, предпочтительно 75% или более.
Объемная доля фазы мартенсита: 5%-20%
ой
Мартенситная фаза является полезной фазой, которая способствует увеличению прочности стального листа, также как снижению отношения предела текучести к пределу прочности для улучшения сохранения формы. На основании этого объемная доля мартенситной фазы по отношению ко всей микроструктуре стального листа должна составлять 5% или более. С другой стороны, когда содержание мартенситной фазы превышает 20%, мартенсит начинает окружать феррит с образованием сетчатой структуры и делает абсурдным контроль текстуры феррита, что не является предпочтительным в плане контроля плоскостной анизотропии предела текучести. Таким образом, объемная доля мартенситной фазы по отношению ко всей микроструктуре стального листа должна быть в диапазоне 5-20%. Кроме того, стальной лист в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно состоит из ферритной фазы в качестве основной фазы и фазы мартенсита в качестве 2 фазы. Объемные доли других фаз, кроме вышеуказанных фазы феррита и фазы мартенсита, предпочтительно составляют 5% или менее, более предпочтительно 3% или менее по отношению ко всей микроструктуре стального листа.
Объемная доля каждой фазы определяется как доля площади каждой фазы, измеренной с помощью метода подсчета точек в соответствии с ASTM E562-83 (1988). Доля площади каждой фазы измеряется, как указано ниже, а именно отбирают образец каждого холоднокатаного отожженного листа, полируют и травят ниталем его поперечное сечение, параллельное направлению прокатки (L-секция), для изучения при увеличении 4000х с помощью сканирующего электронного микроскопа SEM для определения распределения и получения доли площади ферритной фазы в качестве основной фазы и мартенситной фазы. На фотографии микроструктуры области, слегка окрашенные в черный цвет, рассматриваются как феррит, области, где образуется карбид в виде ламинарной структуры или в виде точек и линий, рассматриваются как перлит или бейнит, и зерна, окрашенные белым цветом, являются мартенситом.
Функции распределения 3D ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}:2,5 или менее.
Кроме того, текстуры стального листа в соответствии с настоящим изобретением оцениваются функцией распределения 3D ориентации кристаллов. Традиционно полюсная фигура рентгеновской дифракции (XRD) была использована для анализа текстуры стального листа. Поскольку полюсная фигура показывает статистическое распределение ориентации кристалла в массе кристаллического зерна, он является подходящим способом для определения преимущественной ориентации. Однако текстуры поликристаллических материалов склонны представлять не только одну преимущественную ориентацию, но и несколько преимущественных ориентаций. Например, в волокнистой структуре, которая является ориентацией группы, вращающейся вокруг определенной оси кристалла, трудно точно оценить существующую долю каждой ориентации по измерению полюсной фигуры. Таким образом, функцию распределения 3D-ориентации кристаллов получают на основе информации из полюсной фигуры для оценки существующей доли каждой ориентации.
При оценке вышеуказанной функции распределения 3D ориентации кристаллов функция распределения 3D ориентации кристаллов определяется с помощью неполных полюсных фигур (200), (211) и (110), полученных методом отражения в соответствии с методом разложения в ряды. Таким образом, было установлено, что в микроструктурах стали, включающих объемные доли вышеуказанных фаз феррита и мартенсита, когда функция распределения 3D-ориетацяи кристаллов составляет 2,5 или менее в определенной ориентации α волокна: ({φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}), плоскостная анизотропия предела текучести становится небольшой. Однако важно контролировать объемные доли фаз феррита и мартенсита, как описано выше. Например, в случае одной ферритной фазы оптимальная текстура феррита, снижающая плоскостную анизотропию предела текучести, отличается от вышеуказанной.
Не всегда ясно, почему плоскостная анизотропия предела текучести снижается при условии, что функции распределения ЗВ-ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°} составляет 2,5 или менее. Однако изобретатели полагают следующее. А именно, в общем, ориентация кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°} обычно появляется в феррите после холодной прокатки или превращением из деформированного аустенита. Когда функция распределения 3D ориентации кристаллов является большой, плоскостная анизотропия механических характеристик имеет тенденцию к увеличению, при этом необходимо контролировать функцию распределения 3D ориентации кристаллов в пределах приемлемого диапазона для снижения плоскостной анизотропии. Однако оптимальное значение варьируется в зависимости от вида стали. В частности, в комплексной фазе стального листа, имеющего смешанную структуру ферритной фазы 60% или более в качестве основной фазы и фазы мартенсита 5-20%, к которым относится настоящее изобретение, оптимальная функция распределения 3D ориентации кристаллов должна быть 2,5 или менее.
Далее будет описан способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением.
Используемый стальной сляб предпочтительно изготавливается непрерывным литьем для предотвращения макросегрегации компонентов. Однако также являются приемлемыми разливка в слитки и разливка тонкого сляба. Кроме традиционного способа, в котором изготовленный сляб однократно охлаждают до комнатной температуры, а затем повторно нагревают, без проблем могут быть применимы энергосберегающие процессы, такие как горячая загрузка при прокатке для введения горячего сляба в нагревательную печь для горячей прокатки без охлаждения, и прямая горячая прокатка для начала горячей прокатки после быстрого достижения необходимой температуры.
Температура нагрева сляба предпочтительно является низкой для развития {111} текстуры рекристаллизации укрупнением выделений для улучшения глубокой вытяжки. Однако когда температура нагрева сляба менее 1000°C, увеличивается давление при прокатке, таким образом, увеличивается риск возникновения проблем во время горячей прокатки. Таким образом, предпочтительно, чтобы температура нагрева сляба составляла 1000°C и более. Кроме того, с точки зрения увеличения потери на окалину с последующим увеличением веса продуктов окисления предпочтительно, чтобы верхний предел оптимальной температуры нагрева сляба составлял 1300°C.
Проводят горячую прокатку стального сляба, нагретого при вышеуказанных условиях, включающую черновую прокатку и чистовую прокатку. Здесь стальной сляб черновой прокаткой превращается в листовую заготовку. Не требуется указывать условия черновой прокатки и ее можно выполнять в соответствии с известным уровнем техники. Кроме того, так называемый нагреватель листовой заготовки может быть эффективно использован для нагрева листовой заготовки, так чтобы сохранять низкой температуру нагрева сляба и предотвращать неполадки во время горячей прокатки.
Температура окончания: 840-950°C
Затем проводят чистовую прокатку листовой заготовки для формования горячекатаного стального листа. В этом случае температура окончания, т.е. температура подачи в чистовую клеть (FT), должна быть в диапазоне 840-950°C для достижения текстур, предпочтительных для плоскостной анизотропии предела текучести после холодной прокатки и рекристаллизационного отжига. Когда FT менее 840°C, наряду с высоким давлением при горячей прокатке, горячая прокатка в ферритовой области осуществляется в части систем компонентов, тем самым существенно изменяется текстура. Когда FT превышает 950°C, микроструктуры укрупняются и также прокатка не может быть выполнена полностью в условиях нерекристаллизации аустенита, таким образом, плоскостная анизотропия предела текучести будет увеличена после отжига при холодной прокатке.
В целях снижения давления прокатки при горячей прокатке может быть применена смазка при прокатке в части чистовой прокатки или между полными проходами, что является эффективным в выравнивании формы стального листа и гомогенизации материалов. Коэффициент трения при смазке прокатки предпочтительно находится в диапазоне 0,10-0,25. Кроме того, предпочтительно, чтобы соседние листовые заготовки должны быть взаимно соединены так, чтобы обеспечить непрерывный процесс прокатки для непрерывной чистовой прокатки с точки зрения стабильности работы во время горячей прокатки.
Хотя температуру намотки (CT) необязательно устанавливать, CT предпочтительно находится в диапазоне 400-720°C. В частности, если CT превышает верхний предел, кристаллическое зерно, как правило, укрупняется, таким образом, снижается прочность.
Степень обжатия при холодной прокатке: в диапазоне 30-70%
Проводят холодную прокатку горячекатаного стального листа, изготовленного при вышеуказанных условиях. Предпочтительно выполняют декапирование горячекатаного стального листа для удаления окалины перед холодной прокаткой. Декапирование может быть осуществлено при нормальных условиях. Когда степень обжатия при холодной прокатке составляет менее 30%, скорость рекристаллизации меняется, поэтому трудно контролировать плоскостную анизотропию предела текучести. Степень обжатия при холодной прокатке более 70% затрудняет достижение искомых текстур, потому что области, окружающие карбид, участвующие в горячей прокатке, частично деформируются и текстуры феррита после отжига начинают существенно меняться. Таким образом, степень обжатия при холодной прокатке должна составлять 30-70%.
3
Температура отжига: 800°C - точка A
3
3
3
Нагревают холоднокатаный стальной лист, изготовленный при вышеуказанных условиях, до 800°C - точка A, и отжигают в том же диапазоне. Отжиг при температуре менее 800°C не может обеспечить γ фракцию во время выдержки и, таким образом, достаточное количество мартенситных фаз не может быть сформировано после охлаждения. В то время как температура отжига выше точки A делает содержание у фракции слишком высокой и текстуры после обратного превращения значительно меняются, таким образом, трудно достичь искомых текстур. Таким образом, температура отжига должна быть в диапазоне 800°C - точка A.
Скорость охлаждения в диапазоне температур от температуры отжига до, по меньшей мере, 400°C: критическая скорость охлаждения CR (°C/с) или более
Для формирования мартенситной фазы при заданной объемной доле холоднокатаный стальной лист, отожженный при вышеуказанных условиях, охлаждают в диапазоне температур от температуры отжига, по меньшей мере, до 400°C с критической скоростью охлаждения CR (°C/с) или более, представленной следующей формулой:
logCR=-3,50[%Mo]-1,20[%Mn]-2,0[%Cr]-0,32[%P]+3,50,
где [%М] представляет количество элемента M, содержащегося в стали (% масс.).
Когда средняя скорость охлаждения в указанном диапазоне температур менее критической скорости охлаждения, трудно формировать мартенсит, так что образуется микроструктура однофазного феррита. Таким образом, стальной лист является недостаточно прочным и также не может контролироваться плоскостная анизотропия предела текучести. Скорость охлаждения свыше 100°/с вызывает недостаточный самоотпуск мартенсита, образующегося при непрерывном охлаждении. Таким образом, мартенсит чрезмерно упрочняется и повышается предел текучести, а пластичность уменьшается. Таким образом, скорость охлаждения предпочтительно составляет 100°/с или менее. Кроме того, для контроля такой скорости охлаждения предпочтительно использовать для отжига линию непрерывного отжига.
Основная технологическая схема настоящего изобретения была представлена выше, однако могут быть добавлены следующие процессы:
После вышеуказанного процесса отжига холоднокатаного стального листа могут быть добавлены процессы обработки поверхности, например гальваническое цинкование или горячее цинкование погружением для формирования слоя покрытия на поверхности стального листа. Слои покрытия могут быть предоставлены не только покрытием из чистого цинка и сплавов на основе цинка, но и A1 покрытием и покрытием на основе A1 сплава. А именно, могут быть приемлемыми различные слои покрытия, наносимые ранее на поверхность стального листа.
Для исправления формы и регулировки степени шероховатости поверхности листа холоднокатаный отожженный лист или стальной лист с покрытием, изготовленный как указано выше, может пройти дрессировку или процесс выравнивания. Коэффициент удлинения при дрессировке или в процессе выравнивания предпочтительно находится в диапазоне 0,2-15%. В случае коэффициента удлинения менее 0,2% не может быть достигнута коррекция первоначально заданной формы и степени шероховатости. Если коэффициент удлинения составляет более 15%, пластичность, как правило, значительно снижается, что не является предпочтительным.
Примеры
3
Расплавленную сталь, имеющую широкий спектр компонентов состава, как показано в таблице 1, готовят разливкой в слитки и непрерывной разливкой для получения соответствующих образцов стального сляба. С каждым из образцов стального сляба проводят: нагрев до 1250°C; превращение в листовую заготовку черновой прокаткой; чистовую прокатку в условиях, представленных в таблице 2, для получения горячекатаного стального листа стали; травление и холодную прокатку горячекатаного стального листа со степенью обжатия, представленной в таблице 2, для получения холоднокатаного стального листа; прерывный отжиг холоднокатаного стального листа на линии непрерывного отжига в условиях, представленных в таблице 2; и дрессировку отожженного холоднокатаного стального листа с коэффициентом удлинения 0,5%. Точку A в таблице 1 рассчитывают с использованием программного обеспечения "Thermo-Calc (зарегистрированный товарный знак)".
Тип стали
Химический состав (% масс.)
Точка A<sub>3</sub> (°С)
Примечание
С
Si
Mn
P
S
sol.Al
N
Cr
Mo
A
0.0015
0,01
0.18
0,006
0,006
0,025
0,0020
-
-
907
Сталь сравнения
B
0,083
0,07
1,65
0,005
0,008
0,035
0,0018
-
-
824
Соответствующая сталь
C
0,064
0,20
1,78
0,012
0,004
0,037
0,0029
-
-
832
Соответствующая сталь
D
0.126
1,29
1,93
0.023
0,002
0,045
0,0034
-
-
855
Сталь сравнения
E
0,081
0,45
1,65
0,017
0,002
0,031
0,0039
-
-
843
Соответствующая сталь
F
0,064
0,48
1,45
0,012
0,004
0,037
0,0029
0,20
-
853
Соответствующая сталь
G
0,085
0,02
1,85
0,012
0,004
0,037
0,0029
-
0,15
820
Соответствующая сталь
Исследуют характеристики прочности при растяжении, текстуры и микроструктуры образцов холоднокатаного отожженного листа, полученного соответственным образом:
(1) Характеристики прочности при растяжении
L
L
L
L
L
Образцы для испытаний на растяжение JIS №5 отбирают от каждого отожженного холоднокатаного стального листа в направлении 0° (L направление), 45° (D направление) и 90° (С направление) по отношению к направлению прокатки и испытание на растяжение проводят со скоростью траверсы 10 мм/мин в соответствии с требованием JIS Z 2241 для определения предела текучести (YS), предела прочности (TS) и равномерного относительного удлинения (EUI). Характерными значениями предела прочности (TS) и равномерного относительного удлинения (EUI) являются предел прочности TS и равномерное относительное удлинение UE1 каждого образца, полученные для направления 0°. Кроме того, ∆YP используют в качестве индекса, представляющего плоскостную анизотропию предела текучести. ∆YP представляет плоскостную анизотропию предела текучести, нормированную по YP, и может быть рассчитан по следующей формуле:
L
L
L
C
L
D
L
∆YP={(YP/YP)+(YP/YP)-2(YP/YP)}/2
L
C
D
L
=(YP+YP-2YP)/(2YP),
L
L
L
D
D
L
C
C
L
L
D
C
L
где YP=YS/YS, YP=YS/YS, YP=YS/YS и YS, YS, YS представляют предел текучести каждого образца, полученного по 0° (L направление), 45° (D направление) и 90° (C направление) соответственно. Когда абсолютное значение ∆YP составляет 0,03 или менее, плоскостную анизотропию можно рассматривать как превосходную.
(2) Текстура и микроструктура стали
(a) Функция распределения 3D ориентации кристаллов
Проводят рентгенофазовый анализ каждого образца отожженного холоднокатаного стального листа на 1/4 толщины от поверхности листа и функцию распределения 3D ориентации кристаллов получают из неполных полюсных фигур (200), (211) и (110), полученных методом отражения. Затем функцию распределения 3D ориентации кристаллов оценивают по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}.
(b) Объемная доля каждой фазы
Объемная доля каждой фазы является долей площади, измеренной методом подсчета точек, как описано выше.
Полученные результаты испытаний приведены в таблице 2.
No.
Тип стали
Условия горячей прокатки
Условия холодной прокатки
Условия отжига холоднокатаного стального листа
ODF<sup>*5</sup>
(Объемная доля)
Предел текучести
Предел прочности
Равномерное относительное удлинение
Примечание
FT<sup>*2</sup> (°C)
Степень обжатия (%)
Темп. отжига (°C)
Скорость<sup>*3</sup> охлаждения (°C/с)
CR<sup>*4 </sup>(°C/с)
Фаза феррита (%)
Фаза мартенсита (%)
YS<sub>L</sub> (MPa)
YP<sub>L</sub>
YP<sub>D</sub>
YP<sub>C</sub>
∆YP<sub>L</sub>
TS<sub>L</sub>(MPa)
UE1<sub>L</sub> (%)
1
A
905
70
880
20
1915
4,0
100
0
167
1,00
1,04
1,07
-0,01
306
48,0
Сравнит. пример
2
B
880
60
850
25
33
2,7
93
0
345
1,00
1,03
1,00
-0,03
462
33,6
Сравнит. пример
3
C
880
60
830
25
23
1,8
87
12
421
1,00
0,99
0,93
-0,03
641
27,7
Пример изобретения
4
D
880
60
830
25
15
2,2
68
30
655
1,00
1,10
1,10
-0,05
986
16,8
Сравнит. пример
5
E
880
55
840
25
33
5,2
90
4
417
1,00
0,99
1,05
0,04
626
28,1
Сравнит. пример
6
F
890
60
840
25
23
1,9
90
9
395
1,00
0,98
0,96
0,00
635
29,5
Пример изобретения
7
G
880
60
815
25
6
1,7
89
10
380
1,00
0,99
0,95
-0,02
640
28,5
Пример изобретения
<sup>*1</sup> Подчеркивание означает "вне соответствующего диапазона".
<sup>*2</sup> FT представляет температуру подачи в чистовую клеть.
<sup>*3</sup> Скорость охлаждения является средней скоростью охлаждения в интервале от температуры отжига до 400°C.
<sup>*4</sup> CR является критической скоростью охлаждения, рассчитываемой по формуле: logCR=-3,50[%Mo]-1,20[%Mn]-2,0[%Cr]-0,32[%P]+3,50, где [%М] представляет количество элемента M, содержащегося в стали (% масс.).
<sup>*5</sup> Функция распределения 3D ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}.
Следует принять во внимание, что из таблицы 2 видно, что функция распределения 3D-ориентации кристаллов каждого стального листа в соответствии с настоящим изобретением составляет 2,5 или менее по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}. Таким образом, можно признать, что плоскостная анизотропия предела текучести уменьшается, хотя предел прочности (TS) составляет 500 МПа или более.
Промышленная применимость
Высокопрочный холоднокатаный стальной с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, который может быть получен в соответствии с настоящим изобретением, подходит для использования в качестве стального листа для автомобилей, а также в самых различных областях, таких как детали домашних электроприборов, банки для напитков и т.д.