СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ХОЛОДНОКАТАНОГО СТАЛЬНОГО ЛИСТА
PRODUCTION OF COLD-ROLLED STEEL SHEET

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ
Настоящее изобретение относится к способу получения холоднокатаного стального листа. Более конкретно, оно относится к способу получения холоднокатаного стального листа, который используют в различных профилях, сформированных штамповкой или аналогичным способом, особенно высокопрочного холоднокатаного стального листа, проявляющего превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок.
ПРЕДПОСЫЛКИ ИЗОБРЕТЕНИЯ
В настоящее время, когда область промышленной технологии является высокоспециализированной, требуется, чтобы материал, используемый в каждой области технологии, обладал специальными и высокими эксплуатационными качествами. Например, от холоднокатаного стального листа, подвергаемого штамповке и используемого в дальнейшем, требуется более высокая формуемость с диверсификацией штампованных профилей. Кроме того, поскольку требуется высокая прочность, изучалось использование высокопрочного холоднокатаного стального листа. В частности, что касается стального листа для автомобильной промышленности, с целью снижения веса кузова транспортного средства и, в результате, повышения экономии топлива с точки зрения глобальной защиты окружающей среды, заметно повысился спрос на высокопрочный холоднокатаный стальной лист, проявляющий высокую формуемость тонких стенок. При штамповке, поскольку толщина используемого стального листа уменьшается, легко возникают трещины и складки. Поэтому требуется стальной лист, проявляющий еще более высокую пластичность и способность к отбортовке внутренних кромок (отбортовке-вытяжке). Однако формуемость при штамповке и сильное упрочнение стального листа являются характеристиками, противоречащими одна другой, поэтому одновременное удовлетворение данных характеристик является затруднительным.
3
В качестве способа улучшения формуемости при штамповке высокопрочного холоднокатаного стального листа предлагалось множество методик, касающихся измельчения зерен микроструктуры. Например, в Патентном документе 1 описан способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с очень мелкими зернами, который подвергают прокатке с общим обжатием 80% или более в температурном диапазоне поблизости от точки Ar в процессе горячей прокатки. В Патентном документе 2 описан способ получения сверхизмельченной ферритной стали, которую подвергают непрерывной прокатке со степенью обжатия 40% или более в процессе горячей прокатки.
1
Использование данных способов приводит к улучшению баланса между прочностью и пластичностью горячекатаного стального листа. Однако в вышеупомянутых Патентных документах вообще отсутствует описание способа получения мелкозернистого холоднокатаного стального листа для улучшения формуемости при штамповке. Согласно исследованию, проведенному авторами настоящего изобретения, при осуществлении прокатки и отжига мелкозернистого горячекатаного стального листа, полученного прокаткой с высокой степенью обжатия, кристаллические зерна основного металла проявляют тенденцию к укрупнению, затрудняя получение холоднокатаного стального листа, проявляющего превосходную формуемость при штамповке. В частности, при получении холоднокатаного стального листа с многофазной структурой, содержащего фазу продукта низкотемпературного превращения или остаточный аустенит в металлической структуре, который должен быть отожжен в высокотемпературной зоне точки Ac или выше, укрупнение зерен кристаллов во время отжига становится заметным, и преимущество холоднокатаного стального листа с многофазной структурой, заключающееся в превосходной пластичности, не может быть реализовано.
В Патентном документе 3 описан способ получения горячекатаного стального листа со сверхмелкими зернами, согласно которому осуществляют обжатие при прокатке в области динамической рекристаллизации с обжимающим проходом через пять или более клетей. Однако снижение температуры во время горячей прокатки должно быть сильно снижено, поэтому осуществление данного способа на обычном оборудовании для горячей прокатки является затруднительным. Также, несмотря на то, что в Патентном документе 3 описан пример, в котором холодную прокатку и отжиг осуществляют после горячей прокатки, баланс между прочностью на растяжение и расширяемостью сверлом является плохим, а формуемость при штамповке - недостаточной.
Что касается холоднокатаного стального листа, имеющего тонкую структуру, в Патентном документе 4 описан автомобильный высокопрочный холоднокатаный стальной лист, проявляющий превосходную безопасность при столкновении и формуемость, при которой остаточный аустенит, средний размер кристаллов которого составляет 5 мкм или менее, диспергирован в феррите, средний размер кристаллов которого составляет 10 мкм или менее. Стальной лист, содержащий остаточный аустенит в металлической структуре, проявляет большое удлинение благодаря обусловленной превращением пластичности (ТРИП), вызванной превращением аустенита в мартенсит во время обработки; однако расширяемость сверлом ухудшается в результате формирования твердого мартенсита. Относительно холоднокатаного стального листа, описанного в Патентном документе 4, предполагается, что пластичность и расширяемость сверлом улучшаются в результате измельчения феррита и остаточного аустенита. Однако коэффициент расширения сверлом составляет максимум 1,5, поэтому трудно говорить о достижении достаточной формуемости при штамповании. Также для повышения индекса деформационного упрочнения и улучшения безопасности при столкновении необходимо превратить основную фазу в мягкую ферритную фазу, что затрудняет получение высокой прочности на растяжение.
В Патентном документе 5 описан высокопрочный стальной лист, проявляющий превосходную способность к удлинению и отбортовке внутренних кромок, при которой вторичную фазу, состоящую из остаточного аустенита и/или мартенсита, мелко диспергируют внутри зерен кристаллов. Однако для измельчения вторичной фазы до наноразмера и для ее диспергирования внутри зерен кристаллов необходимо использовать дорогостоящие элементы, такие как Cu и Ni, в больших количествах и осуществлять обработку на твердый раствор при высокой температуре в течение длительного периода времени, поэтому повышение производственной стоимости и снижение производительности являются ощутимыми.
В Патентном документе 6 описан высокопрочный (при растяжении), гальванизированный горячим способом стальной лист, проявляющий превосходную пластичность, способность к отбортовке внутренних кромок и сопротивлению усталости, в котором остаточный аустенит и фаза низкотемпературного превращения диспергированы в феррите, средний размер зерен кристаллов которого составляет 10 мкм или менее, и в отпущенном мартенсите. Отпущенный мартенсит представляет собой фазу, эффективно улучшающую способность к отбортовке внутренних кромок и сопротивлению усталости, поэтому предполагается, что при уменьшении размера зерен отпущенного мартенсита данные свойства улучшаются еще больше. Однако для получения металлической структуры, содержащей отпущенный мартенсит и остаточный аустенит, необходимы первичный отжиг для формирования мартенсита и вторичный отжиг для отпуска мартенсита и далее для получения остаточного аустенита, что вызывает существенное ухудшение производительности.
В Патентном документе 7 описан способ получения холоднокатаного стального листа, в котором остаточный аустенит диспергирован в мелкозернистом феррите, согласно которому стальной лист резко охлаждают до температуры 720°С или ниже после горячей прокатки и выдерживают при температурном диапазоне от 600 до 720°С в течение 2 секунд или более, после чего горячекатаный стальной лист подвергают холодной прокатке и отжигу.
ПАТЕНТНЫЙ ДОКУМЕНТ
Патентный документ 1: JP 58-123823 A1
Патентный документ 2: JP 59-229413 A1
Патентный документ 3: JP 11-152544 A1
Патентный документ 4: JP 11-61326 A1
Патентный документ 5: JP 2005-179703 A1
Патентный документ 6: JP 2001-192768 A1
Патентный документ 7: WO2007/15541 A1
РАСКРЫТИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Упомянутая выше методика, описанная в Патентном документе 7, целесообразна тем, что холоднокатаный стальной лист, в котором сформирована мелкозернистая структура и обрабатываемость и теплоустойчивость которого улучшены, может быть получен способом, согласно которому, после окончания горячей прокатки, напряженное состояние, накопившееся в аустените, не снимают, а превращение феррита осуществляют, используя напряженное состояние в качестве движущей силы.
Однако из-за необходимости в улучшении характеристик в последние годы появилась потребность в одновременном придании холоднокатаному стальному листу высокой прочности, хорошей пластичности, превосходной способности к деформационному упрочнению и превосходной способности к отбортовке внутренних кромок.
Настоящее изобретение было совершено для удовлетворения данной потребности. А именно, целью настоящего изобретения является разработка высокопрочного холоднокатаного стального листа, проявляющего превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок, при этом прочность на растяжение составляет 780 МПа или более.
Авторы настоящего изобретения подробно исследовали влияние химического состава и условий производства на механические свойства высокопрочного (при растяжении) холоднокатаного стального листа. В данном описании символ «%», указывающий содержание каждого элемента в химическом составе стали означает весовой процент.
Ряд образцов стали имеет следующий химический состав, в весовых процентах: С: более 0,020% и менее 0,30%; Si: более 0,10% и 3,00% или менее; Mn: более 1,00% и 3,50% или менее; Р: 0,10% или менее; S: 0,010% или менее; раств. Al: 2,00% или менее и N: 0,010% или менее.
3
Сляб, имеющий вышеописанный химический состав, нагревают до 1200°С, а затем подвергают горячей прокатке до толщины 2,0 мм согласно различным схемам проходов прокатки в температурном диапазоне точки Ar или выше. После горячей прокатки стальные листы охлаждают до температурного диапазона 780°С или ниже в различных условиях охлаждения. После охлаждения на воздухе в течение 5-10 секунд стальные листы охлаждают до различных температур со скоростью охлаждения 90°С/сек. или ниже. Такую температуру охлаждения используют как температуру сматывания в рулон. После загрузки стальных листов в электрическую нагревательную печь, имеющую такую же температуру, стальные листы охлаждают в печи со скоростью охлаждения 20°С/час, при этом моделируют постепенное охлаждение после сматывания полосы в рулон. Некоторые из полученных таким образом горячекатаных стальных листов нагревают до различных температур, а затем охлаждают, получая в результате горячекатаные и отожженные стальные листы. Горячекатаные стальные листы или горячекатаные и отожженные стальные листы подвергают травлению и холодной прокатке с 50% обжатием таким образом, чтобы получить толщину 1,0 мм. Используя симулятор непрерывного отжига, полученные горячекатаные стальные листы нагревают до различных температур и выдерживают в течение 95 секунд, а затем охлаждают, получая отожженные стальные листы.
От каждого из горячекатаных стальных листов, горячекатаных и отожженных стальных листов отбирают образец для исследования структуры. Используя сканирующий электронный микроскоп (SEM), оборудованный оптическим микроскопом и анализатором дифракционных картин обратного рассеяния электронов (EBSP), металлическую структуру исследуют на глубине, составляющей одну четвертую часть толщины от поверхности стального листа, и используя прибор для рентгеновской дифрактометрии (XRD), измеряют объемная доля на глубине, составляющей одну четвертую часть толщины от поверхности отожженного стального листа. Также от отожженного стального листа отбирают образец для испытания на разрыв вдоль направления, перпендикулярного направлению прокатки. Используя данный образец для испытания на растяжение, проводят испытание на растяжение, при этом пластичность определяют по величине полного удлинения, а способность к деформационному упрочнению определяют по индексу деформационного упрочнения (величина n) в диапазоне напряжения от 5 до 10%. Затем от отожженного стального листа отбирают образец для испытания на расширение с использованием 100-мм квадратного сверла. Используя данный образец для испытаний, проводят испытание по расширению сверлом, при этом определяют способность к отбортовке внутренних кромок. В испытании по расширению сверлом проделывают перфорационное отверстие диаметром 10 мм с зазором, составляющим 12,5%, пробитое отверстие расширяют, используя конусообразный пуансон, угол передней кромки которого составляет 60°, и измеряют степень расширения (степень расширения сверлом) отверстия в тот момент, когда образуется трещина, проходящая по толщине листа.
В результате проведения таких предварительных испытаний были сделаны открытия, описанные в следующих пунктах от (А) до (I).
(А) В том случае, если горячекатаный стальной лист, который получен в результате так называемого «процесса немедленного резкого охлаждения», согласно которому резкое охлаждение осуществляют посредством охлаждения водой немедленно после горячей прокатки, а именно, горячекатаный стальной лист получают способом, при котором сталь резко охлаждают до температуры 780°С или ниже в течение 0,40 секунды после завершения горячей прокатки, подвергают холодной прокатке и отжигу, пластичность и способность к отбортовке внутренних кромок отожженного стального листа улучшаются с повышением температуры отжига. Однако в том случае, если температура отжига слишком высока, зерна аустенита укрупняются, в результате чего пластичность и способность к отбортовке внутренних кромок отожженного стального листа могут внезапно ухудшиться.
(В) В результате регулирования условий горячей прокатки зерна, каждое из которых имеет bcc (объемно-центрированную кубическую) структуру, и зерна, каждое из которых имеет bct структуру (в дальнейшем такие зерна также обычно обозначены как «зерна bcc»), в горячекатаном стальном листе или горячекатаном и отожженном стальном листе, который получен отжигом упомянутого горячекатаного стального листа (в настоящем изобретении горячекатаный стальной лист, подвергнутый отжигу, также обозначен как «горячекатаный и отожженный стальной лист»), оказываются измельченными, что сдерживает укрупнение аустенитных зерен, которое может произойти при проведении отжига при высоких температурах после холодной прокатки. Причина этого неясна, однако, предположительно, это объясняется тем фактом, что поскольку граница кристаллов зерен bcc действует как центр зародышеобразования аустенита вследствие трансформации во время отжига после холодной прокатки, частота зародышеобразования увеличивается благодаря измельчению зерен bcc и укрупнение аустенитных зерен сдерживается даже при высокой температуре отжига.
(С) При тонком выделении карбидов железа в горячекатаном стальном листе или горячекатаном и отожженном стальном листе укрупнение аустенитных зерен, которое может происходить при проведении отжига при высоких температурах после холодной прокатки, сдерживается. Причина этого неясна, однако, предположительно, это объясняется тем фактом, что (а) поскольку карбиды железа действуют как центр зародышеобразования при обратной трансформации в аустенит во время отжига после холодной прокатки, при более тонком выделении карбидов железа частота зародышеобразования увеличивается и аустенитные зерна измельчаются, и (b) поскольку нерастворенные карбиды железа сдерживают рост зерен аустенита, аустенитные зерна измельчаются.
(D) При повышении степени конечного обжатия в валках при горячей прокатке укрупнение аустенитных зерен, которое может происходить при осуществлении отжига при высоких температурах после холодной прокатки, ограничивается. Причина этого неясна, однако, предположительно, это объясняется тем фактом, что (а) с повышением степени конечного обжатия в валках зерна bcc в горячекатаном стальном листе или горячекатаном и отожженном стальном листе измельчаются, и (b) с повышением степени конечного обжатия в валках карбиды железа измельчаются, и число их плотности увеличивается.
(Е) В процессе сматывания полосы в рулон после немедленного резкого охлаждения при повышении температуры сматывания более чем до 400°С укрупнение аустенитных зерен, которое может происходить при осуществлении отжига при высоких температурах после холодной прокатки, ограничивается. Причина этого неясна, однако, предположительно, это объясняется тем фактом, что поскольку размер зерен горячекатаного стального листа уменьшается в результате немедленного резкого охлаждения при повышении температуры сматывания листа в рулон, количество выделившихся карбидов железа в горячекатаном стальном листе заметно увеличивается.
(F) Даже в том случае, если холоднокатаный стальной лист, полученный при низкой температуре сматывания в рулоны, т.е. менее 400°С, в процессе сматывания после немедленного резкого охлаждения подвергают отжигу горячекатаного листа, при котором горячекатаный стальной лист нагревают до температуры 300°С или выше, укрупнение аустенитных зерен, которое может происходить при осуществлении отжига при высоких температурах после холодной прокатки, ограничивается. Причина этого неясна, однако, предположительно, это объясняется тем фактом, что поскольку фаза низкотемпературного превращения в металлической структуре горячекатаного стального листа измельчается в результате немедленного резкого охлаждения при отжиге горячекатаного стального листа, карбиды железа выделяются в виде мелких зерен в фазе низкотемпературного превращения.
(G) По мере повышения содержания Si в стали действие по предотвращению укрупнения аустенитных зерен усиливается. Причина этого неясна, однако, предположительно, это объясняется тем фактом, что (а) с повышением содержания Si размер зерен карбидов железа уменьшается и число их плотности увеличивается.
(Н) При выдерживании стального листа при высокой температуре во время ограничения укрупнения аустенитных зерен и охлаждения получают металлическую структуру, в которой основная фаза представляет собой мелкозернистую фазу низкотемпературного превращения, а число крупных аустенитных зерен является небольшим.
Фиг.1 представляет собой график, показывающий результаты исследования распределения по размерам зерен остаточного аустенита в отожженном стальном листе, полученном в результате горячей прокатки при степени конечного обжатия в валках 42% (величина уменьшения толщины в процентах), температуре окончания прокатки 900°С, температуре прекращения резкого охлаждения 660°С и длительности процесса немедленного резкого охлаждения 0,16 секунды от завершения прокатки до прекращения резкого охлаждения, и холодной прокатки с температурой сматывания полосы в рулон 520°С с последующим отжигом при температуре выдерживания 850°С. Фиг.2 представляет собой график, показывающий результаты исследования распределения по размерам зерен остаточного аустенита в отожженном стальном листе, полученном в результате горячей прокатки сляба, имеющего такой же химический состав, с использованием обычного способа без процесса немедленного резкого охлаждения, и холодной прокатки и отжига горячекатаного стального листа. Сравнение фиг.1 и 2 показывает, что в отожженном стальном листе, полученном с использованием подходящего процесса немедленного резкого охлаждения (фиг.1), формирование крупных аустенитных зерен ограничивается, а остаточный аустенит тонко диспергируется.
(I) Холоднокатаный стальной лист, имеющий такую металлическую структуру, проявляет не только высокую прочность, но и превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок.
На основании вышеописанных результатов было установлено, что после холодной прокатки горячекатаного стального листа или горячекатаного и отожженного стального листа, имеющего тонкую металлическую структуру, которую получают в результате горячей прокатки стали, содержащей определенное количество или более Si, с повышением степени конечного обжатия, с последующим немедленным резким охлаждением горячекатаного стального листа и со сматыванием стального листа в рулон при высокой температуре или сматыванием стального листа в рулон при низкой температуре, а затем отжигом горячекатаного стального листа, и отжигом холоднокатаного стального листа при высокой температуре и последующем охлаждении, может быть получен холоднокатаный стальной лист, проявляющий превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок, имеющий такую металлическую структуру, при которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, вторичная фаза содержит тонкий остаточный аустенит, а количество крупных аустенитных зерен является небольшим.
В одном аспекте настоящее изобретение предлагает способ получения холоднокатаного стального листа, имеющего такую металлическую структуру, при которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит, отличающийся тем, что данный способ включает следующие процессы (А) и (В) (первое изобретение):
(А) стадию холодной прокатки, на которой горячекатаный стальной лист, имеющий химический состав, включающий, в весовых процентах: С: более 0,020% и менее 0,30%; Si: более 0,10% и максимум 3,00%; Mn: более 1,00% и максимум 3,50%; Р: по меньшей мере 0,10%; S: максимум 0,010%; раств. Al: по меньшей мере 0% и максимум 2,00%; N: максимум 0,010%; Ti: по меньшей мере 0% и менее 0,050%; Nb: по меньшей мере 0% и менее 0,050%; V: по меньшей мере 0% и максимум 0,50%; Cr: по меньшей мере 0% и максимум 1,0%; Мо: по меньшей мере 0% и максимум 0,50%; В: по меньшей мере 0% и максимум 0,010%; Са: по меньшей мере 0% и максимум 0,010%; Mg: по меньшей мере 0% и максимум 0,010%; REM: по меньшей мере 0% и максимум 0,050% и Bi: по меньшей мере 0% и максимум 0,050%, остальное - Fe и загрязняющие примеси, при этом средний размер частиц зерен, имеющих структуру bcc, и зерен, имеющих структуру bct, окруженных границей зерен, имеющих разность ориентации 15° или более, составляет 6,0 мкм или менее, подвергают холодной прокатке для формирования холоднокатаного стального листа; и
3
(В) процесс отжига, при котором холоднокатаный стальной лист подвергают обработке выдержкой в температурном диапазоне (точка Ас-40°С) или выше, после чего охлаждают до температурного диапазона 500°С или ниже и 300°С или выше, и выдерживают при таком температурном диапазоне в течение 30 секунд или дольше.
-1
2
Горячекатаный стальной лист предпочтительно представляет собой стальной лист, в котором среднечисленная плотность карбидов железа, присутствующих в металлической структуре, составляет 1,0×10/мкм или более.
В другом аспекте настоящее изобретение предлагает способ получения холоднокатаного стального листа, имеющего такую металлическую структуру, согласно которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит, отличающийся тем, что данный способ включает следующие процессы (С)-(Е) (второе изобретение):
3
(С) процесс горячей прокатки, при котором сляб, имеющий описанный выше химический состав, подвергают горячей прокатке таким образом, что степень обжатия в валках за один конечный проход составляет более 15%, а прокатку заканчивают в температурном диапазоне точки Ar или выше, формируя горячекатаный стальной лист, после чего горячекатаный стальной лист охлаждают до температурного диапазона 780°С или ниже в течение 0,4 секунды после завершения прокатки и сматывают в рулон в температурном диапазоне выше 400°С;
(D) процесс холодной прокатки, при котором горячекатаный стальной лист, полученный в результате описанного выше процесса (С), подвергают холодной прокатке для формирования холоднокатаного стального листа; и
3
(Е) процесс отжига, при котором холоднокатаный стальной лист подвергают обработке выдержкой в температурном диапазоне (точка Ас-40°С) или выше, после чего охлаждают до температурного диапазона 500°С или ниже и 300°С или выше, и выдерживают при таком температурном диапазоне в течение 30 секунд или дольше.
В следующем аспекте настоящее изобретение предлагает способ получения холоднокатаного стального листа, имеющего такую металлическую структуру, согласно которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит, отличающийся тем, что данный способ включает следующие процессы (F)-(I) (третье изобретение):
3
(F) процесс горячей прокатки, при котором сляб, имеющий описанный выше химический состав, подвергают горячей прокатке таким образом, что прокатку заканчивают в температурном диапазоне точки Ar или выше, формируя горячекатаный стальной лист, после чего горячекатаный стальной лист охлаждают до температурного диапазона 780°С или ниже в течение 0,4 секунды после завершения прокатки и сматывают в рулон в температурном диапазоне ниже 400°С;
(G) процесс отжига горячекатаного стального листа, при котором горячекатаный стальной лист, полученный в результате процесса (F), подвергают отжигу таким образом, что горячекатаный стальной лист нагревают до температурного диапазона 300°С или выше для формирования горячекатаного и отожженного стального листа;
(Н) процесс холодной прокатки, при котором горячекатаный и отожженный стальной лист подвергают холодной прокатке для формирования холоднокатаного стального листа; и
3
(I) процесс отжига, при котором холоднокатаный стальной лист подвергают обработке выдержкой в температурном диапазоне (точка Ас-40°С) или выше, после чего охлаждают до температурного диапазона 500°С или ниже и 300°С или выше, и выдерживают при таком температурном диапазоне в течение 30 секунд или дольше.
В металлической структуре холоднокатаного стального листа вторичная фаза предпочтительно содержит остаточный аустенит и полигональный феррит.
В процессе холодной прокатки (А), (D) или (Н), холодную прокатку предпочтительно осуществляют при общем обжатии, превышающем 50%.
3
3
В процессе отжига (В), (Е) или (I), обработку выдержкой предпочтительно осуществляют в температурном диапазоне (точка Ас-40°С) или выше и ниже чем (точка Ас+50°С), и/или охлаждение осуществляют на 50°С или более со скоростью охлаждение менее 10,0°С/сек. после обработки выдержкой.
В предпочтительном виде химический состав дополнительно содержит по меньшей мере один тип элементов (% означает «весовые проценты»), описанных ниже.
Один или два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Ti: по меньшей мере 0,005% и менее 0,050%; Nb: по меньшей мере 0,005% и менее 0,050%, и V: по меньшей мере 0,010% и максимум 0,50%; и/или
Один или два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Cr: по меньшей мере 0,20% и максимум 1,0%; Мо: по меньшей мере 0,05% и максимум 0,50%, и В: по меньшей мере 0,0010% и максимум 0,010%; и/или
Один или два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Са: по меньшей мере 0,0005% и максимум 0,010%; Mg: по меньшей мере 0,0005% и максимум 0,010%; REM: по меньшей мере 0,0005% и максимум 0,050%, и Bi: по меньшей мере 0,0010% и максимум 0,050%.
Согласно настоящему изобретению может быть получен высокопрочный холоднокатаный стальной лист, проявляющий достаточную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок, который может быть использован для обработки, такой как штамповка. Поэтому настоящее изобретение может существенно способствовать развитию промышленности. Например, настоящее изобретение может способствовать решению глобальных проблем по охране окружающей среды благодаря снижению веса кузова автомобильного транспортного средства.
КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ
Фиг.1 представляет собой график, показывающий распределение по размерам зерен остаточного аустенита в отожженном стальном листе, полученном в результате процесса немедленного резкого охлаждения.
Фиг.2 представляет собой график, показывающий распределение по размерам зерен остаточного аустенита в отожженном стальном листе, полученном без использования процесса немедленного резкого охлаждения.
ОПИСАНИЕ ВАРИАНТОВ ВОПЛОЩЕНИЯ
Подробное описание металлической структуры и химического состава высокопрочного холоднокатаного стального листа, полученного способом согласно настоящему изобретению, а также условия прокатки и отжига и т.п., используемые в способе согласно настоящему изобретению, обеспечивающем эффективное, постоянное и экономичное получение стального листа, приведено ниже.
1. Металлическая структура
Холоднокатаный стальной лист имеет такую металлическую структуру, при которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит. Это объясняется тем, что такая металлическая структура является предпочтительной для улучшения пластичности, способности к деформационному упрочнению и способности к отбортовке внутренних кромок с сохранением прочности на растяжение. В том случае, если основная фаза представляет собой полигональный феррит, который не фазой низкотемпературного превращения, реализация прочности на растяжение и способности к отбортовке внутренних кромок затрудняется.
Термин «основная фаза» означает фазу или структуру с максимальным объемным отношением, а термин «вторичная фаза» означает фазу или структуру, отличную от основной фазы. Термин «фаза низкотемпературного превращения» означает фазу и структуру, сформированную при низкотемпературном превращении, такую как мартенсит и бейнит. В качестве фазы низкотемпературного превращения, отличной от упомянутого, могут быть также названы бейнитный феррит и отпущенный мартенсит. Бейнитный феррит отличается от полигонального феррита тем, что он имеет форму реек или пластин и высокую плотность дислокаций, и отличается от бейнита тем, что карбиды железа не присутствуют внутри и на границе. Такая фаза низкотемпературного превращения может содержать два или более видов фаз и структур, например, мартенсит и бейнитный феррит. В том случае, если фаза низкотемпературного превращения содержит два или более видов фаз и структур, сумму объемных долей таких фаз и структур определяют как объемную долю фазы низкотемпературного превращения.
Для улучшения пластичности объемная доля остаточного аустенита ко всей структуре предпочтительно превышает 4,0%. Такая объемная доля далее предпочтительно превышает 6,0%, еще более предпочтительно превышает 9,0%, и наиболее предпочтительно превышает 12,0%. С другой стороны, при избыточном объемной доле остаточного аустенита способность к отбортовке внутренних кромок ухудшается. Поэтому объемная доля остаточного аустенита предпочтительно составляет менее 25,0%, более предпочтительно - менее 18,0%, еще более предпочтительно - менее 16,0%, и наиболее предпочтительно - менее 14,0%.
При уменьшении размера зерен остаточного аустенита в холоднокатаном стальном листе, имеющем такую металлическую структуру, при которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит, пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок существенно улучшаются. Поэтому средний размер зерен остаточного аустенита предпочтительно доводят менее чем до 0,80 мкм. Такой средний размер зерен более предпочтительно доводят менее чем до 0,70 мкм, а еще более предпочтительно доводят менее чем до 0,60 мкм. Нижний предел среднего размера зерен остаточного аустенита не имеет каких-либо специальных ограничений, однако для получения среднего размера зерен 0,15 мкм или менее необходимо сильно повысить степень конечного обжатия роликами при горячей прокатке, что ведет к существенному повышению производственной нагрузки. Поэтому нижний предел среднего размера зерен остаточного аустенита предпочтительно доводят более чем до 0,15 мкм.
-2
2
-2
2
-2
2
-2
2
Даже при небольшом среднем размере зерен остаточного аустенита в холоднокатаном стальном листе, имеющем такую металлическую структуру, при которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит, при наличии больших количеств крупных зерен остаточного аустенита способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок подвержены ухудшению. Поэтому численная плотность зерен остаточного аустенита, размер каждого из которых составляет 1,2 мкм или более, предпочтительно доводят до 3,0×10/мкм или менее. Такая численная плотность предпочтительно составляет 2,0×10/мкм или менее, еще более предпочтительно - 1,5×10/мкм или менее, и наиболее предпочтительно - 1,0×10/мкм или менее.
Для дальнейшего улучшения пластичности и способности к деформационному упрочнению вторичная фаза предпочтительно содержит полигональный феррит, помимо остаточного аустенита. Объемная доля полигонального феррита ко всей структуре предпочтительно превышает 2,0%. Такая объемная доля далее предпочтительно превышает 8,0%, еще более предпочтительно превышает 13,0%. С другой стороны, при избыточной объемной доле полигонального феррита способность к отбортовке внутренних кромок ухудшается. Поэтому объемная доля остаточного аустенита предпочтительно составляет менее 27,0%, более предпочтительно - менее 24,0%, еще более предпочтительно - менее 18,0%.
Поскольку зерна полигонального феррита меньше по размеру, действие по улучшению пластичности и способность к отбортовке внутренних кромок улучшаются. Поэтому средний размер кристаллов зерен полигонального феррита предпочтительно доводят менее чем до 5,0 мкм. Такой средний размер кристаллов зерен более предпочтительно составляет менее 4,0 мкм, а еще более предпочтительно - менее 3,0 мкм.
Для дальнейшего улучшения способности к отбортовке внутренних кромок объемная доля отпущенного мартенсита, содержащегося в фазе низкотемпературного превращения, ко всей структуре предпочтительно доводят менее чем до 50,0%. Такая объемная доля далее предпочтительно составляет менее 35,0%, еще более предпочтительно - менее 10,0%.
Для усиления прочности на растяжение фазы низкотемпературного превращения предпочтительно содержит мартенсит. В таком случае объемная доля мартенсита ко всей структуре предпочтительно превышает 4,0%. Такое объемная доля далее предпочтительно превышает 6,0%, еще более предпочтительно превышает 10,0%. С другой стороны, при избыточной объемной доле мартенсита способность к отбортовке внутренних кромок ухудшается. Поэтому объемная доля мартенсита ко всей структуре предпочтительно доводят менее чем до 15,0%.
Металлическую структуру холоднокатаного стального листа согласно настоящему изобретению измеряют в соответствии с нижеприведенным описанием. Определяют объемные доли фазы низкотемпературного превращения и полигонального феррита. А именно, от стального листа отбирают образец для испытаний, полируют поверхность его продольного сечения, параллельную направлению прокатки, и подвергают травлению ниталем. Затем исследуют металлическую структуру, используя SEM на участке на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа. В результате обработки изображений измеряют доли площадей фазы низкотемпературного превращения и полигонального феррита. Допуская, что доля площади равна объемной доле, определяют объемные доли фазы низкотемпературного превращения и полигонального феррита. Средний размер зерен полигонального феррита определяют согласно приведенному ниже описанию. Диаметр эквивалентной окружности определяют в результате деления величины площади, занятой всем полигональным ферритом в поле зрения, на количество зерен кристаллов полигонального феррита, и диаметр эквивалентной окружности принимают за средний размер зерен.
Объемная доля остаточного аустенита определяют согласно приведенному ниже описанию. От стального листа отбирают образец для испытаний, его прокатанную поверхность полируют химическим способом до участка на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, и измеряют интенсивность рентгеновской дифракции при помощи прибора XRD.
Размер зерен остаточного аустенита и средний размер зерен остаточного аустенита определяют согласно приведенному ниже описанию. От стального листа отбирают образец для испытаний, и его поверхность продольного сечения, параллельную направлению прокатки, подвергают электрополированию. Металлическую структуру исследуют на участке на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, используя SEM, оборудованный анализатором EBSP. Участок, различимый в виде фазы, состоящей из гранецентрированной кубической кристаллической структуры (фазы fcc) и окруженной исходной фазой, принимают за одно зерно остаточного аустенита. В результате обработки изображений измеряют численную плотность (количество зерен на единицу площади) зерен остаточного аустенита и доли площадей отдельных зерен остаточного аустенита. На основании площадей, занятых отдельными зернами остаточного аустенита в видимом поле зрения, определяют соответствующие диаметры эквивалентных окружностей отдельных зерен остаточного аустенита, и их среднюю величину принимают за средний размер зерен остаточного аустенита.
При исследовании структуры с использованием EBSP на участке 50 мкм или более в направлении толщины листа и 100 мкм или более в направлении прокатки применяют электронные лучи с шагом 0,1 мкм для оценки фазы. Также для того, чтобы предупредить недооценку размера зерен остаточного аустенита из-за шума измерения, за эффективные зерна принимают только остаточные аустенитные зерна, имеющие диаметр эквивалентной окружности 0,15 мкм или более, на основании чего рассчитывают средний размер зерен остаточного аустенита.
В настоящем изобретении описанную выше металлическую структуру определяют на участке на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа при использовании холоднокатаного стального листа, и на участке на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, который является основным материалом, от границы между стальным листом из основного материала и плакирующим слое при использовании плакированного стального листа.
В качестве механического свойства, которое может быть реализовано на основании описанной выше металлической структуры для обеспечения амортизирующего свойства, стальной лист согласно настоящему изобретению предпочтительно проявляет прочность на растяжение (TS) 780 МПа или более, более предпочтительно - 950 МПа или более, в направлении, перпендикулярном направлению прокатки. Также для обеспечения пластичности TS предпочтительно составляет менее 1180 МПа.
0
1,7
1,7
Принимая величину, полученную в результате преобразования полного удлинения (El) в направлении, перпендикулярном направлению прокатки, в полное удлинение, соответствующее толщине листа 1,2 мм, на основании приведенной ниже формулы (1), за El; индекс деформации упрочнения, рассчитанный с использованием номинальных деформаций в двух точках 5% и 10%, при этом диапазон деформации составляет от 5 до 10% в соответствии с Японскими промышленными стандартами JIS Z2253 и испытательными усилиями, соответствующими таким деформациям, за величину n, и, принимая коэффициент расширения сверла, измеренный в соответствии со Стандартами Japan Iron and Steel Federation JFST1001, за λ, с точки зрения формуемости при штамповке, предпочтительно, чтобы величина TS×El составляла 15000% МПа или более, величина TS×n составляла 150 МПа или более, а величина TS×λ составляла 4500000 МПа% или более.
0
0
0,2
El=El×(1,2/t) … (1)
0
0
в которой El представляет собой фактически найденную величину полного удлинения, измеренную с использованием образца для испытаний на растяжение JIS No. 5, t представляет собой толщину образца для испытаний на растяжение JIS No. 5, используемого для измерений, а El представляет собой преобразованную величину полного удлинения, соответствующую случаю, когда толщина листа составляет 1,2 мм.
1,7
TS×El представляет собой индекс для оценки пластичности на основании баланса между прочностью и полным удлинением, величина TS×n представляет собой индекс для оценки способности к механическому упрочнению на основании баланса между прочностью и индексом деформационного упрочнения, а TS×λ представляет собой индекс для оценки расширяемости сверлом на основании баланса между прочностью и отношением расширения сверлом.
1,7
1,7
1,7
1,7
Более предпочтительно, чтобы величина TS×El составляла 19000% МПа или более, величина TS×n составляла 160 МПа или более, а величина TS×λ составляла 5500000% МПа или более. Еще более предпочтительно, чтобы величина TS×El составляла 20000% МПа или более, величина TS×n составляла 165 МПа или более, а величина TS×λ составляла 6000000% МПа или более.
Поскольку деформация, возникающая при штамповке автомобильной детали, составляет примерно от 5 до 10%, индекс деформационного упрочнения выражается величиной n для диапазона деформации от 5 до 10% в испытании на растяжение. Даже при большом полном удлинении стального листа способность к распространению деформации при штамповке автомобильной детали является недостаточной при низкой величине n, что приводит к дефекту штамповки, такому как уменьшение локальной толщины. Также с точки зрения фиксируемости формы отношение предела текучести к пределу прочности предпочтительно составляет менее 80%, более предпочтительно - менее 75%, а еще более предпочтительно - менее 70%.
2. Химический состав стали
С: более 0,020% и менее 0,30%
При содержании С 0,020% или менее получение описанной выше металлической структуры затрудняется. Поэтому содержание С составляет более 0,020%, Содержание С предпочтительно составляет более 0,070%, более предпочтительно - более 0,10%, а еще более предпочтительно - более 0,14%. С другой стороны, в том случае, если содержание С составляет 0,30% или более, ухудшается не только способность к отбортовке внутренних кромок, но и свариваемость. Поэтому содержание С доводят менее чем до 0,30%. Содержание С предпочтительно составляет менее 0,25%, более предпочтительно - менее 0,20%, а еще более предпочтительно - менее 0,17%.
Si: более 0,10% и 3,00% или менее
Назначением кремния (Si) является улучшение пластичности, способности к деформационному упрочнению и способности к отбортовке внутренних кромок через сдерживание роста аустенитных зерен во время отжига. Также Si представляет собой элемент, который способен усиливать стабильность аустенита и является эффективным при получении описанной выше металлической структуры. В том случае, если содержание С составляет 0,10% или менее, достижение эффекта, обеспечиваемого вышеупомянутой способностью, становится затруднительным. Поэтому содержание Si доводят более чем до 0,10%. Содержание Si предпочтительно составляет более 0,60%, более предпочтительно - более 0,90%, а еще более предпочтительно - более 1,20%. С другой стороны, в том случае, если содержание Si составляет более 3,0%, ухудшаются поверхностные свойства стального листа. Кроме того, заметно ухудшаются обрабатываемость при химических превращениях и плоскостность. Поэтому содержание Si доводят до 3,00% или менее. Содержание Si предпочтительно составляет менее 2,00%, более предпочтительно - менее 1,80%, а еще более предпочтительно - менее 1,60%.
При наличии в составе стали описанного далее Al содержание Si и содержание раств. Al предпочтительно удовлетворяют приведенной ниже формуле (2), более предпочтительно, удовлетворяют приведенной ниже формуле (3), еще более предпочтительно удовлетворяют приведенной ниже формуле (4).
Si + раств. Al>0,60 … (2)
Si + раств. Al>0,90 … (3)
Si + раств. Al>1,20 … (4)
в которых Si представляет собой содержание Si (масс.%) в стали, а раств. Al представляет собой содержание (масс.%) растворимого в кислоте Al.
Mn: более 1,00% и 3,50% или менее
Марганец (Mn) представляет собой элемент, предназначенный для улучшения закаливаемости стали и эффективный для получения описанной выше металлической структуры. При содержании Mn 1,00% или менее получение описанной выше металлической структуры затрудняется. Поэтому содержание Mn доводят более чем до 1,00%. Содержание Mn предпочтительно составляет более 1,50%, более предпочтительно - более 1,80%, а еще более предпочтительно - более 2,10%. В том случае, если содержание Mn становится слишком высоким в металлической структуре горячекатаного стального листа, формируется крупная фаза низкотемпературного превращения, удлиняющаяся и расширяющаяся в направлении прокатки, содержание крупных остаточных аустенитных зерен увеличивается в металлической структуре после холодной прокатки и отжига, в результате чего способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок ухудшаются. Поэтому содержание Mn доводят до 3,50% или менее. Содержание Mn предпочтительно составляет менее 3,00%, более предпочтительно - менее 2,80%, а еще более предпочтительно - менее 2,60%.
Р: 0,10% или менее
Фосфор (Р) представляет собой элемент, содержащийся в стали в качестве загрязняющей примеси, которая сегрегирует на границах зерен и охрупчивает сталь. По этой причине содержание P является как можно более низким. Поэтому содержание P доводят до 0,10% или менее. Содержание P предпочтительно составляет менее 0,050%, более предпочтительно - менее 0,020%, а еще более предпочтительно - менее 0,015%.
S: 0,010% или менее
Фосфор (S) представляет собой элемент, содержащийся в стали в качестве загрязняющей примеси, формирующей включения на основе сульфида и ухудшающей способность к отбортовке внутренних кромок. По этой причине содержание S является как можно более низким. Поэтому содержание S доводят до 0,010% или менее. Содержание S предпочтительно составляет менее 0,005%, более предпочтительно - менее 0,003%, а еще более предпочтительно - менее 0,002%.
Раств. Al: 2,00% или менее
Алюминий (Al) выполняет функцию по раскислению расплавленной стали. Поскольку согласно настоящему изобретению в составе стали содержится Si, выполняющий раскисляющую функцию подобно Al, добавление Al не является обязательным. Иными словами, содержание раств. Al может неограниченно приближаться к 0%. В случае введения раств. Al с целью ускорения раскисления, содержание раств. Al предпочтительно составляет 0,0050% или более. Содержание раств. Al еще более предпочтительно составляет более 0,020%. Также, подобно Si, Al представляет собой элемент, выполняющий функцию по усилению стабильности аустенита и эффективный для получения описанный выше металлической структуры. Поэтому Al может быть введен для достижения данной цели. В таком случае содержание раств. Al предпочтительно составляет более 0,040%, более предпочтительно - более 0,050%, а еще более предпочтительно - более 0,060%. С другой стороны, если содержание раств. Al слишком высоко, возможно возникновение не только поверхностных дефектов, вызываемых оксидом алюминия, но и сильное повышение точки превращения, что затрудняет получение такой металлической структуры, в которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения. Поэтому содержание раств. Al доводят до 2,00% или менее. Содержание раств. Al предпочтительно составляет менее 0,60%, более предпочтительно - менее 0,20%, а еще более предпочтительно - менее 0,10%.
N: 0,010% или менее
Азот (N) представляет собой элемент, содержащийся в стали в качестве загрязняющей примеси, ухудшающей пластичность. По этой причине содержание N является как можно более низким. Поэтому содержание N доводят до 0,010% или менее. Содержание N предпочтительно составляет 0,006% или менее, более предпочтительно - 0,005% или менее.
Стальной лист, полученный способом согласно настоящему изобретению, может содержать описанные ниже элементы в качестве необязательных элементов.
Один или два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Ti: менее 0,050%, Nb: менее 0,050%, и V: 0,50% или менее
Каждый из Ti, Nb и V выполняет функцию по усилению напряженного состояния посредством ограничения рекристаллизации в процессе горячей прокатки, а также выполняет функцию по измельчению металлической структуры горячекатаного стального листа. Данные элементы также выделяются в виде карбидов или нитридов и выполняют функцию по ограничению укрупнения аустенита во время отжига. Поэтому в состав стали могут входить один или два или более данных элементов. Однако даже при избыточном содержании данных элементов эффект, вызываемый описанной выше функцией, насыщается, становясь неэкономичным. Вместо него, температура рекристаллизации во время отжига повышается, металлическая структура после отжига становится неровной и способность к отбортовке внутренних кромок также ухудшается. Кроме того, количество выделяющихся карбидов или нитридов повышается, снижается отношение предела текучести к пределу прочности и фиксируемость формы также ухудшается. Поэтому содержание Ti доводят менее чем до 0,050%, содержание Nb доводят менее чем до 0,050%, а содержание V доводят до 0,50% или менее. Содержание Ti предпочтительно составляет менее 0,040%, более предпочтительно - менее 0,030%. Содержание Nb предпочтительно составляет менее 0,040%, более предпочтительно - менее 0,030%. Содержание V предпочтительно составляет 0,30% или менее, более предпочтительно - менее 0,050%. Для несомненного достижения эффекта, обеспечиваемого описанной выше функцией, предпочтительно необходимо удовлетворить одному из следующих условий: содержание Ti: 0,005% или более, Nb: 0,005% или более и V: 0,010% или более. При наличии Ti, содержание Ti более предпочтительно доводят до 0,010% или более, при наличии Nb, содержание Nb более предпочтительно доводят до 0,010% или более, а при наличии V, содержание V более предпочтительно доводят до 0,020% или более.
Один или два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Cr: 1,0% или менее, Мо: 0,50% или менее, и В: 0,010% или менее.
Cr, Mo и B представляют собой элементы, выполняющие функцию по улучшению закаливаемости стали и эффективные для получения описанной выше металлической структуры. Поэтому в состав стали могут входить один или два или более данных элементов. Однако даже при избыточном содержании данных элементов эффект, вызываемый описанной выше функцией, насыщается, становясь неэкономичным. Поэтому содержание Cr доводят до 1,0% или менее, содержание Mo доводят до 0,50% или менее, а содержание В доводят до 0,010% или менее. Содержание Cr предпочтительно составляет 0,50% или менее, содержание Мо предпочтительно составляет 0,20% или менее, а содержание В предпочтительно составляет 0,0030% или менее. Для еще более несомненного достижения эффекта, обеспечиваемого описанной выше функцией, предпочтительно необходимо удовлетворить одно из следующих условий: содержание Cr: 0,20% или более, Mo: 0,05% или более и B: 0,0010% или более.
Один или два или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Са: 0,010% или менее, Mg: 0,010% или менее, REM: 0,050% или менее, и Bi: 0,050% или менее
Каждый из Ca, Mg и REM выполняет функцию по улучшению способности к отбортовке внутренних кромок посредством регулирования форм и включений, а Bi также выполняет функцию по улучшению способности к отбортовке внутренних кромок посредством измельчения литейной структуры. Поэтому один вид или два или более видов данных элементов могут быть скомбинированы. Однако даже при избыточном содержании данных элементов эффект, вызываемый описанной выше функцией, насыщается, становясь неэкономичным. Поэтому содержание Ca доводят до 0,010% или менее, содержание Mg доводят до 0,010% или менее, содержание REM доводят до 0,050% или менее, a содержание Bi доводят до 0,050% или менее. Содержание Ca предпочтительно составляет 0,0020% или менее, содержание Мо предпочтительно составляет 0,0020% или менее, содержание Mg предпочтительно составляет 0,0020% или менее, и содержание Bi составляет 0,010% или менее. Для еще более несомненного достижения эффекта, обеспечиваемого описанной выше функцией, предпочтительно необходимо удовлетворить одно из следующих условий: содержание Са: 0,0005% или более, Mg: 0,0005% или более, REM: 0,0005% или более, и Bi: 0,0010% или более. REM означает «редкоземельные металлы» и является общим термином для таких 17 элементов, как Sc, Y и лантаноиды. Под содержанием REM подразумевается общее содержание данных элементов.
3. Условия получения
Процесс холодной прокатки в первом изобретении
-1
2
Во время процесса холодной прокатки горячекатаный стальной лист, имеющий описанный выше химический состав, в котором средний размер зерен, имеющих bcc структуру, и зерен, имеющих bct структуру (как уже указано, такие зерна в целом называют «bcc зернами), окруженных границей зерен, имеющей разницу ориентации 15° или более, составляет 6,0 мкм или менее, и, предпочтительно, кроме того, среднечисленная плотность карбидов железа, присутствующих в металлической структуре, составляет 1,0×10/мкмм или более, подвергают холодной прокатке для формирования холоднокатаного стального листа.
В данном случае средний размер bcc зерен рассчитывают описанным ниже способом. От стального листа отбирают образец для испытаний, его поверхность продольного сечения, параллельную направлению прокатки, подвергают электрополировке и, используя SEM, оборудованный анализатором EBSP, исследуют металлическую структуру на участке на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа. Участок, представляющий собой фазу, состоящую из кристаллической структуры типа объемно-центрированного кубического кристалла и окруженную границей, имеющей разориентацию 15° или более, принимают за одно кристаллическое зерно, а величину, рассчитанную по приведенной ниже формуле (5), принимают за средний размер bcc зерен. В данной формуле N представляет собой количество кристаллических зерен, находящихся на участке для определения среднего размера зерен, Ai представляет собой площадь i-того (i=1, 2 … N) кристаллического зерна, а di представляет собой диаметр эквивалентной окружности i-того кристаллического зерна.
Выражение 1
Кристаллическая структура мартенсита представляет собой строго объемно-центрированную тетрагональную решетку (bct), однако при определении размера зерен в настоящем изобретении мартенсит также принимают за bcc фазу, поскольку при определении металлической структуры с использованием EBSP, постоянную решетки не принимают во внимание.
При определении структуры с использованием EBSP в данном варианте воплощения фазу участка, имеющую размер 50 мкм в направлении толщины листа и 100 мкм в направлении прокатки (направление, перпендикулярное направлению толщины листа), определяют, устанавливая электронные лучи с шагом 0,1 мкм. Относительно полученных данных измерения в качестве эффективных данных измерения размера зерен используют данные, индекс надежности которых составляет 0,1 или более. Кроме того, для предупреждения недооценки размера зерен в результате шума измерения, при оценке bcc зерен, в отличие от описанного ранее случая с использованием остаточного аустенита, вышеописанный расчет размера зерен осуществляют, принимая во внимание в качестве эффективных зерен только bcc зерна, каждое из которых имеет размер 0,47 мкм или более.
Причина, по которой размер кристаллических зерен определяют, учитывая границу зерен, имеющую разницу ориентации (разориентацию) 15° или более, в качестве эффективной границы зерен, заключается в том, что граница зерен, имеющая разницу ориентации 15° или более, становится эффективным центром зародышеобразования для обратного превращения аустенитных зерен, при этом укрупнение аустенитных зерен во время отжига после холодной прокатки ограничивается, и центр зародышеобразования вносит большой вклад в улучшение обрабатываемости холоднокатаного стального листа. Также в случае, когда структура горячекатаного стального листа представляет собой структуру со смешанным размером зерен, в которой перемешаны мелкие и крупные зерна, часть крупных зерен легко укрупняется во время отжига после холодной прокатки, в результате чего пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок ухудшаются. При определении размера зерен такой структуры со смешанным размером зерен методом секущих, обычно используемом для определения размера кристаллических зерен металлической структуры, влияние крупных зерен может быть недооценено. В настоящем изобретении в качестве метода определения размера кристаллических зерен с учетом влияния крупных зерен используют вышеприведенную формулу (5), согласно которой отдельные площади кристаллических зерен умножают в виде массы.
2
2
2
3
3
23
6
2
2,2
2,4
3
Количество карбидов железа, присутствующих в стальном листе, определяют по среднечисленной плотности (единица: количество/мкм), а среднечисленную плотность измеряют согласно приведенному ниже описанию. От стального листа отбирают образец для испытаний, его поверхность продольного сечения, параллельную направлению прокатки, полируют и, используя оптический микроскоп или SEM, исследуют металлическую структуру на участке на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа. Делают анализ состава выделений, используя электронный спектроскоп Оже (AES); включения, содержание Fe и С в качестве составляющих элементов, принимают за карбиды железа, и измеряют численную плотность карбидов железа в металлической структуре. При определении численной плотности карбидов железа согласно настоящему изобретению исследование осуществляют в пяти полях зрения размером 10 мкм при 5000-кратном увеличении, измеряют количество карбидов железа, присутствующих в металлической структуре в каждом поле зрения, и среднечисленную плотность рассчитывают на основании средней величины пяти полей зрения. Термин «карбиды железа» означает соединения, состоящие в основном из Fe и С, включая при этом FeC, Fe(C,B), FeC(C, B), FeC, FeC, FeC и т.п. Для эффективного ограничения укрупнения аустенита предпочтительно используют карбид железа FeC. В подобных карбидах железа может быть также растворен компонент стали, такой как Mn и Cr.
В том случае, если средний размер bcc зерен, горячекатаного стального листа, подвергаемого холодной прокатке, рассчитанный согласно вышеописанному способу, превышает 6 мкм, металлическая структура после холодной прокатки и отжига укрупняется, в результате чего пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок ухудшаются. Поэтому средний размер bcc зерен доводят до 6,0 мкм или менее. Данный средний размер зерен предпочтительно составляет 4,0 мкм или менее, более предпочтительно - 3,5 мкм или менее.
-1
2
-1
2
-1
2
Среднечисленная плотность карбидов железа, присутствующих в металлической структуре горячекатаного стального листа, подвергаемого холодной прокатке, предпочтительно составляет 1,0×10/мкмили более. При этом укрупнение аустенита в процессе отжига после холодной прокатки ограничивается, в результате чего пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок могут существенно улучшиться. Среднечисленная плотность карбидов железа более предпочтительно составляет 5,0×10/мкмили более, еще более предпочтительно - 8,0×10/мкмили более.
Виды и объемные доли фазы и структуры, формирующей горячекатаный стальной лист, особо не оговорены, поэтому один вид или два или более видов, выбранных из группы, состоящей из полигонального феррита, игольчатого феррита, бейнитного феррита, бейнита, перлита, остаточного аустенита, мартенсита, отпущенного бейнита и отпущенного мартенсита могут быть перемешаны. Однако более мягкий горячекатаный стальной лист предпочтителен тем, что нагрузка при холодной прокатки уменьшается, а степень холодной прокатки еще больше повышается, что обеспечивает тонкость металлической структуры после отжига.
Вышеописанный способ получения горячекатаного стального листа особо не оговорен, однако предпочтительным является использование процесса горячей прокатки из второго изобретения, описанного ниже, или процесса горячей прокатки из третьего изобретения, описанного ниже. Вышеописанный горячекатаный стальной лист может представлять собой горячекатаный и отожженный стальной лист, подвергнутый отжигу после горячей прокатки.
Сама холодная прокатка может быть осуществлена в соответствии с обычным способом. Перед холодной прокаткой с горячекатаного стального листа может быть снята окалина посредством травления или подобных способов. Во время холодной прокатки с целью ускорения рекристаллизации и гомогенизации металлической структуры после холодной прокатки и отжига, тем самым еще более улучшая способность к отбортовке внутренних кромок, степень обжатия холодной прокатки (общую степень обжатия при холодной прокатке) предпочтительно доводят до 40% или более, еще более предпочтительно доводят более чем до 50%. В результате металлическая структура после отжига еще больше утончается и общая структура улучшается, поэтому пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок улучшаются еще больше. С этой точки зрения обжатие при холодной прокатке более предпочтительно доводят более чем до 60%, наиболее предпочтительно доводят более чем до 65%. С другой стороны, если обжатие при холодной прокатке слишком высоко, прокатная нагрузка повышается и прокатка затрудняется. Поэтому верхний предел обжатия при холодной прокатке предпочтительно доводят менее чем до 80%, более предпочтительно доводят менее чем до 70%.
Процесс отжига в первом изобретении
3
3
3
3
3
3
3
3
Холоднокатаный стальной лист, полученный вышеописанным способом холодной прокатки, при необходимости отжигают после обработки, такой как обезжиривание в соответствии с общеизвестным методом. Нижний предел температуры выдержки при отжиге доводят до (точки Ac - 40°С) или выше. Это необходимо для получения такой металлической структуры, в которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, а вторичная фаза содержит остаточный аустенит. Для повышения объемной доли фазы низкотемпературного превращения и улучшения способности к отбортовке внутренних кромок температуру выдержки предпочтительно доводят до уровня выше (точки Ac - 20°С), а еще более предпочтительно доводят до уровня выше точки Ac. Однако слишком высокая температура выдержки вызывает излишнее укрупнение аустенита и ограничение формирования полигонального феррита, в результате чего пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок могут ухудшиться. Поэтому верхний предел температуры выдержки предпочтительно доводят менее чем до (точки Ac + 100°С), более предпочтительно доводят до менее чем (точка Ac + 50°С), а еще более предпочтительно доводят до менее чем (точка Ac + 20°С). Также для ускорения формирования тонкого полигонального феррита и улучшения пластичности и способности к деформационному упрочнению верхний предел температуры выдержки предпочтительно доводят до менее чем (точка Ac + 50°С), более предпочтительно доводят до менее чем (точка Ac + 20°С).
Время выдержки при температуре выдержки (время томления) не нуждаются в каком-либо специальном ограничении, однако для получения стабильных механических свойств время выдержки предпочтительно доводят до более, чем 15 секунд, более предпочтительно доводят до более, чем 60 секунд. С другой стороны, слишком длительное время выдержки вызывает излишнее укрупнение аустенита, в результате чего пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок могут ухудшиться. Поэтому время выдержки предпочтительно доводят до менее, чем 150 секунд, более предпочтительно доводят до менее, чем 120 секунд.
В процессе нагревания при отжиге для гомогенизации металлической структуры после отжига посредством ускорения кристаллизации и улучшения способности к отбортовке внутренних кромок скорость нагревания от 700°С до температуры выдержки предпочтительно доводят до менее чем 10,0°С/сек. Данную скорость нагревания предпочтительно доводят до менее чем 8,0°С/сек, еще более предпочтительно доводят до менее чем 5,0°С/сек.
В процессе охлаждения после выдержки при отжиге для ускорения формирования тонкого полигонального феррита и улучшения пластичности и способности к деформационному упрочнению охлаждение предпочтительно составляет 50°С или более от температуры выдержки со скоростью охлаждения менее 10,0°С/сек. Данная скорость охлаждения после выдержки предпочтительно составляет менее 5,0°С/сек, более предпочтительно - менее 3,0°С/сек, а еще более предпочтительно - менее 2,0°С/сек. Для дальнейшего повышения объемного отношения полигонального феррита охлаждение осуществляют на 80°С или более от температуры выдержки со скоростью охлаждения менее 10,0°С/сек. Более предпочтительно охлаждение осуществляют на 100°С или более, еще более предпочтительно - 120°С или более.
Для получения такой металлической структуры, в которой основная фаза представляет собой фазу низкотемпературного превращения, охлаждение в температурном интервале от 650 до 500°С предпочтительно осуществляют со скоростью охлаждения 15°С/сек или выше. Более предпочтительным является охлаждение в температурном интервале от 650 до 450°С со скоростью охлаждения 15°С/сек или выше. С повышением скорости охлаждения объемная доля фазы низкотемпературного превращения повышается. Поэтому более предпочтительная скорость охлаждения составляет более 30°С/сек, а еще более предпочтительная скорость охлаждения составляет более 50°С/сек. С другой стороны, при слишком высокой скорости охлаждения форма стального листа ухудшается. Поэтому скорость охлаждения в температурном интервале от 650 до 500°С предпочтительно доводят до 200°С/сек или менее, более предпочтительно доводят до менее чем 150°С/сек, а еще более предпочтительно доводят до менее чем 130°С/сек.
Далее, для получения остаточного аустенита стальной лист выдерживают в температурном интервале от 500 до 300°С в течение 30 секунд или более. Для усиления стабильности остаточного аустенита и улучшения пластичности, способности к деформационному упрочнению и способности к отбортовке внутренних кромок температурный интервал выдержки предпочтительно доводят до 475-320°С. Температурный интервал выдержки более предпочтительно доводят до 450-340°С, еще более предпочтительно доводят до 430-360°С. При увеличении продолжительности выдержки стабильность остаточного аустенита также повышается. Поэтому время выдержки предпочтительно доводят до 60 секунд или более, более предпочтительно доводят до 120 секунд или более, а еще более предпочтительно доводят до 300 секунд или более.
При получении стального листа с электролитическим покрытием, после того как полученный вышеописанным способом холоднокатаный стальной лист был подвергнут воздействию хорошо известных необходимых препаратов для очистки и кондиционирования поверхности, осуществляют только нанесение электролитического покрытия в соответствии с обычным способом. Химический состав и масса осаждаемой гальванической пленки не имеют каких-либо специальных ограничений. В качестве электролитического покрытия могут быть упомянуты электролитическое цинковое покрытие, электролитическое покрытие из Zn-Ni сплава и подобное.
При получении стального листа с покрытием, нанесенным погружением в расплав, стальной лист, обработанный вышеописанным способом до процесса отжига, и после выдерживания в температурном интервале от 500 до 300°С в течение 30 секунд или более нагревают должным образом и погружают в электролитическую ванну для нанесения покрытия погружением в расплав. Для усиления стабильности остаточного аустенита и улучшения пластичности, способности к деформационному упрочнению и способности к отбортовке внутренних кромок температурный интервал выдержки предпочтительно доводят до 475-320°С. Температурный интервал выдержки более предпочтительно доводят до 450-340°С, еще более предпочтительно доводят до 430-360°С. При увеличении продолжительности выдержки стабильность остаточного аустенита также повышается. Поэтому время выдержки предпочтительно доводят до 60 секунд или более, более предпочтительно доводят до 120 секунд или более, а еще более предпочтительно доводят до 300 секунд или более. Стальной лист может быть повторно нагрет после нанесения покрытия погружением в расплав для легирующей обработки. Химический состав и масса осаждаемой гальванической пленки не имеют каких-либо специальных ограничений. В качестве покрытия, наносимого погружением в расплав, могут быть упомянуты покрытие, нанесенное погружением в цинковый расплав; легированное покрытие, нанесенное погружением в цинковый расплав; покрытие, нанесенное погружением в алюминиевый расплав; покрытие, нанесенное погружением в расплав Zn-Al сплава; покрытие, нанесенное погружением в расплав Zn-Al-Mg сплава; покрытие, нанесенное погружением в расплав Zn-Al-Mg-Si сплава, и подобное.
После нанесения покрытия стальной лист с покрытием может быть подвергнут соответствующей химико-конверсионной обработке для дальнейшего улучшения сопротивления коррозии. Вместо традиционной обработки хроматом, химико-конверсионную обработку предпочтительно осуществляют, используя для химического превращения не содержащую хром жидкость (например, на основе силиката или на основе фосфата).
Полученный таким образом холоднокатаный стальной лист и стальной лист с покрытием может быть подвергнут дрессировке в соответствии с обычным способом. Однако высокая процентная величина удлинения при дрессировке ведет к ухудшению пластичности. Поэтому процентную величину удлинения при дрессировке предпочтительно доводят до 1,0% или менее, более предпочтительно доводят до 0,5% или менее.
Процесс горячей прокатки во втором изобретении
3
Сталь, имеющую описанный выше химический состав, плавят общеизвестными способами, а затем формируют в виде слитка в результате процесса непрерывного литья либо формируют в виде слитка в результате необязательного процесса литья, а затем формируют в виде заготовки в результате процесса получения заготовок. Для подавления возникновения поверхностных дефектов, вызываемых включениями, в процессе непрерывного литья в расплавленной стали в изложнице создают дополнительный поток, например проводят электромагнитное перемешивание. Что касается слитка или заготовки, один раз охлажденный слиток или заготовка может быть вновь нагрет и подвергнут горячей прокатке. В качестве альтернативы слиток, находящийся в высокотемпературном состоянии после непрерывного литья, или заготовка, находящаяся в высокотемпературном состоянии после ее получения, может быть подвергнута горячей прокатке в существующем виде либо посредством удержания тепла, либо посредством дополнительного ее нагревания. В данном описании такой слиток или заготовку обычно называют «слябом» в качестве сырья для горячей прокатки. Для предотвращения укрупнения аустенита температуру сляба, подвергаемого горячей прокатке, предпочтительно доводят до менее чем 1250°С, более предпочтительно доводят до менее чем 1200°С. Нижний предел температуры сляба, подвергаемого горячей прокатке, не нуждается в специальных ограничениях и может представлять собой любую температуру, при которой горячая прокатка может быть закончена в точке Ar или выше, как описано далее.
3
3
3
3
3
3
Горячую прокатку заканчивают в точке Ar или выше с целью измельчения металлической структуры горячекатаного стального листа посредством превращения аустенита после завершения прокатки. В том случае, если температура завершения прокатки слишком низка, в металлической структуре горячекатаного стального листа формируется крупная фаза низкотемпературного превращения, удлиняющаяся и расширяющаяся в направлении прокатки, металлическая структура после холодной прокатки и отжига укрупняется, в результате чего пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок могут ухудшиться. Поэтому температуру окончания горячей прокатки предпочтительно доводят до точки Ar или выше и выше 820°С, более предпочтительно доводят до точки Ar или выше и выше 850°С, а еще более предпочтительно доводят до точки Ar или выше и выше 880°С. С другой стороны, в том случае, если температура окончания горячей прокатки слишком высока, накопление напряженного состояния является недостаточным, поэтому измельчение металлической структуры горячекатаного стального листа затрудняется. Следовательно, температура окончания горячей прокатки предпочтительно ниже 950°С, более предпочтительно ниже 920°С. Для облегчения производственной нагрузки также предпочтительно, чтобы температура окончания горячей прокатки была повышена, что приводит к снижению прокатной нагрузки. С этой точки зрения температуру окончания горячей прокатки предпочтительно доводят до точки Ar или выше и выше 780°С, более предпочтительно доводят до точки Ar или выше и выше 800°С.
В том случае, если прокатка состоит из черновой прокатки и чистовой прокатки, для окончания черновой прокатки при указанной выше температуре подвергнутый черновой прокатке материал может быть нагрет в промежутке между черновой прокаткой и чистовой прокаткой. Желательно, чтобы во время нагревания подвергнутого черновой прокатке материала таким образом, чтобы температура его заднего конца превышала температуру его переднего конца, колебания температуры по всей длине подвергнутого черновой прокатке материала в начале чистовой прокатки были ограничены 140°С или менее. В результате гомогенность свойств изделия в рулоне улучшается.
Способ нагревания подвергнутого черновой прокатке материала необходимо осуществлять только с использованием общеизвестных методов. Например, между черновой клетью и чистовой прокатной клетью устанавливают устройство для индукционного нагрева соленоидного типа, при этом величина повышения температуры при нагревании может быть проконтролирована, исходя, например, из распределения температуры в продольном направлении подвергнутого черновой прокатке материала на верхней стороне устройства для индукционного нагрева.
Что касается обжатия за один проход при горячей прокатке, обжатие за один конечный проход доводят более чем до 15% от всей процентной величины уменьшения толщины. Это объясняется тем, что степень напряженного состояния, придаваемого аустениту, повышается, металлическая структура горячекатаного стального листа измельчается и пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок улучшаются. Обжатие за один конечный проход предпочтительно доводят более чем до 25%, более предпочтительно доводят более чем до 30%, а еще более предпочтительно доводят более чем до 40%. В том случае, если обжатие за один проход слишком велико, прокатная нагрузка повышается, и осуществление прокатки затрудняется. Поэтому обжатие за один конечный проход предпочтительно доводят менее чем до 55%, более предпочтительно доводят менее чем до 50%. Для снижения прокатной нагрузки может быть осуществлена так называемая «смазочная прокатка», представляющая собой прокатку с подачей смазочного масла между прокатным валком и стальным листом для уменьшения коэффициента трения.
После горячей прокатки стальной лист резко охлаждают до температурного диапазона 780°С или ниже в течение 0,40 секунд после завершения прокатки. Это необходимо для того, чтобы ограничить снятие напряженного состояния, придаваемого аустениту прокаткой, обеспечить превращение аустенита с использованием напряженного состояния в качестве движущей силы, измельчения металлической структуры горячекатаного стального листа и улучшения пластичности, способности к деформационному упрочнению и способности к отбортовке внутренних кромок. При сокращении времени до остановки резкого охлаждения снятие напряженного состояния ограничивается. Поэтому время до остановки резкого охлаждения после завершения прокатки предпочтительно составляет до 0,30 секунды, более предпочтительно - до 0,20 секунды. По мере того, как температура, при которой останавливают резкое охлаждения, понижается, металлическая структура горячекатаного стального листа измельчается. Поэтому предпочтительным является резкое охлаждение стального листа до температурного диапазона 760°С или ниже после завершения прокатки. Более предпочтительным является резкое охлаждение стального листа до температурного диапазона 740°С или ниже после завершения прокатки, а еще более предпочтительным является резкое охлаждение стального листа до температурного диапазона 720°С или ниже после завершения прокатки. При повышении средней скорости охлаждения во время резкого охлаждения снятие напряженного состояния также ограничивается. Поэтому среднюю скорость охлаждения во время резкого охлаждения предпочтительно доводят до 300°С/сек. или выше. В результате металлическая структура горячекатаного стального листа может быть измельчена до еще более высокой степени. Среднюю скорость охлаждения во время резкого охлаждения более предпочтительно доводят до 400°С/сек. или выше, а еще более предпочтительно доводят до 600°С/сек. или выше. Время от завершения прокатки до начала резкого охлаждения и скорость охлаждения во время данного периода не нуждаются в специальном ограничении.
Оборудование для осуществления резкого охлаждения специально не оговаривается, однако в промышленных условиях целесообразным является использование устройства для разбрызгивания воды с высокой количественной плотностью воды. Можно упомянуть способ, согласно которому между роликами для передачи прокатанного листа установлен коллектор с форсунками для воды, разбрызгивающий воду под высоким давлением с достаточной плотностью с верхней стороны и нижней стороны прокатанного листа.
После прекращения резкого охлаждения стальной лист сматывают в рулон в температурном диапазоне выше 400°С. Поскольку температура сматывания в рулоны превышает 400°С, карбиды железа выделяются в достаточном количестве в горячекатаном стальном листе. Карбиды железа ограничивают укрупнение металлической структуры после отжига. Температура сматывания в рулон предпочтительно превышает 500°С, более предпочтительно превышает 550°С, а еще более предпочтительно превышает 580°С. С другой стороны, в том случае, если температура сматывания в рулон слишком высока, феррит в горячекатаном стальном листе становится крупным, в результате чего металлическая структура после прокатки и отжига укрупняется. Поэтому температуру сматывания в рулон предпочтительно доводят менее чем до 650°С, более предпочтительно доводят менее чем до 620°С. Условия от прекращения резкого охлаждения до сматывания в рулон специально не оговорены, однако после прекращения резкого охлаждения стальной лист предпочтительно выдерживают в температурном диапазоне от 720 до 600°С в течение одной секунды или более. Тем самым ускоряется формирование тонкого феррита. С другой стороны, в том случае, если время выдерживания слишком велико, производительность снижается. Поэтому верхний предел времени выдерживания в температурном диапазоне от 720 до 600°С предпочтительно составляет до 10 секунд. После выдерживания в температурном диапазоне от 720 до 600°С стальной лист предпочтительно охлаждают до температуры сматывания в рулон со скоростью охлаждения 20°С/сек. или выше для предотвращения укрупнения сформировавшегося феррита.
Средний размер bcc зерен горячекатаного стального листа, полученного описанной выше горячей прокаткой, рассчитанный описанным выше способом, предпочтительно составляет 6,0 мкм или менее, более предпочтительно - 4,0 мкм или менее, а еще более предпочтительно - 3,5 мкм или менее.
-1
2
-1
2
-1
2
Также среднечисленная плотность карбидов железа, присутствующих в металлической структуре, предпочтительно составляет 1,0×10/мкм или более, более предпочтительно - 5,0×10/мкм или более, а еще более предпочтительно - 8,0×10/мкм или более.
Процесс холодной прокатки во втором изобретении
Горячекатаный стальной лист, полученный описанной выше горячей прокаткой, подвергают холодной прокатке в соответствии с обычным способом. Перед холодной прокаткой с горячекатаного стального листа может быть снята окалина посредством травления или подобных способов. Во время холодной прокатки для гомогенизации металлической структуры после холодной прокатки и отжига посредством ускорения рекристаллизации и для дальнейшего улучшения способности к отбортовке внутренних кромок, обжатие при холодной прокатке предпочтительно доводят до 40% или более, более предпочтительно доводят более чем до 50%. В результате металлическая структура после отжига еще больше утончается и общая структура улучшается, поэтому пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок еще больше улучшаются. С этой точки зрения обжатие при холодной прокатке более предпочтительно доводят более чем до 60%, наиболее предпочтительно доводят более чем до 65%. С другой стороны, если обжатие при холодной прокатке слишком высоко, прокатная нагрузка повышается и осуществление прокатки затрудняется. Поэтому верхний предел обжатие при холодной прокатке предпочтительно доводят менее чем до 80%, более предпочтительно доводят менее чем до 70%.
Процесс отжига во втором изобретении
Холоднокатаный стальной лист, полученный вышеописанным способом холодной прокатки, отжигают таким же способом, как и в первом изобретении.
Процесс горячей прокатки в третьем изобретении
Вплоть до горячей прокатки и последующего немедленного резкого охлаждения процесс горячей прокатки в третьем изобретении такой же, как и во втором изобретении. После прекращения резкого охлаждения стальной лист сматывают в рулон в температурном интервале ниже 400°С и полученный горячекатаный стальной лист подвергают отжигу.
Доведение температуры сматывания в рулон менее чем до 400°С во время следующего отжига горячекатаного листа обеспечивает тонкое выделение карбидов железа, поэтому металлическая структура после холодной прокатки и последующего отжига становится тонкой. Температура сматывания в рулон в данном случае предпочтительно составляет менее 300°С, более предпочтительно - менее 200°С, а еще более предпочтительно - менее 100°С. Температура сматывания в рулон может представлять собой комнатную температуру.
Горячекатаный стальной лист, смотанный в рулон при температуре менее 400°С, как описано выше, подвергают обезжириванию и подобной необходимой обработке в соответствии с общеизвестным способом, а затем отжигают. Отжиг, которому подвергают горячекатаный стальной лист, называют «отжигом горячекатаного стального листа», а горячекатаный стальной лист, который подвергают отжигу, называют «горячекатаный и отожженный стальной лист». Перед отжигом горячекатаного стального листа с него может быть удалена окалина посредством травления или подобных способов. С повышением температуры нагрева при отжиге горячекатаного стального листа Mn или Cr концентрируются в карбидах железа, в результате чего действие по предотвращению укрупнения аустенитных зерен благодаря карбидам железа усиливается. Нижний предел температуры нагрева предпочтительно доводят более чем до 400°С, более предпочтительно доводят более чем до 500°С, а еще более предпочтительно доводят более чем до 600°С. С другой стороны, в том случае, если температура нагрева слишком высока, происходит укрупнение и повторное растворение карбидов железа, в результате чего действие по предотвращению укрупнения аустенитных зерен ухудшается. Поэтому верхний предел температуры нагрева предпочтительно доводят менее чем до 750°С, более предпочтительно доводят менее чем до 700°С, а еще более предпочтительно доводят более чем до 650°С.
Время выдержки при отжиге горячекатаного стального листа не нуждается в каких-либо специальных ограничениях. Металлическая структура горячекатаного стального листа, полученного в результате соответствующего немедленного процесса резкого охлаждения, является тонкой, в ней присутствует множество участков выделения карбидов железа с их резким выделением. Поэтому стальной лист не нуждается в выдержке в течение длительного периода времени. Длительное время выдержки ухудшает производительность. Поэтому верхний предел продолжительности выдержки предпочтительно составляет менее 20 часов, более предпочтительно - менее 10 часов, а еще более предпочтительно - менее 5 часов.
Средний размер bcc зерен горячекатаного и отожженного стального листа, полученного описанной выше горячей прокаткой, рассчитанный описанным выше способом, предпочтительно составляет 6,0 мкм или менее, более предпочтительно - 4,0 мкм или менее, а еще более предпочтительно - 3,5 мкм или менее.
-1
2
-1
2
-1
2
Также среднечисленная плотность карбидов железа, присутствующих в металлической структуре, предпочтительно составляет 1,0×10/мкм или более, более предпочтительно - 5,0×10/мкм или более, а еще более предпочтительно - 8,0×10/мкм или более.
Процесс холодной прокатки в третьем изобретении
Горячекатаный стальной лист, полученный описанной выше горячей прокаткой, подвергают такому же процессу холодной прокатки, как и процесс холодной прокатки во втором изобретении.
Процесс отжига в третьем изобретении
Холоднокатаный стальной лист, полученный вышеописанным способом холодной прокатки, отжигают таким же способом, как и в первом и втором изобретениях.
Следующие примеры предназначены всего лишь для иллюстрации настоящего изобретения, а не для его ограничения.
ПРИМЕР 1
В примере 1 описан вариант воплощения, в котором в металлической структуре горячекатаного стального листа средний размер bcc зерен, окруженных границей, имеющей разность ориентации 15° или более, составляет 6,0 мкм или менее.
Используя экспериментальную вакуумную плавильную электропечь, сорта стали, каждый из которых имеет химический состав, приведенный в таблице 1, плавят и отливают. Полученные слитки формируют при помощи горячей ковки в виде заготовок толщиной 30 мм. Используя электрическую нагревательную печь, заготовки нагревают до 1200°С и выдерживают в течение 60 минут, после чего подвергают горячей прокатке в условиях, описанных в таблице 2.
3
Более конкретно, используя экспериментальный стан горячей прокатки, осуществляют прокатку с 6-ю пропусками в температурном диапазоне точки Ar или выше для превращения каждой из заготовок в стальной лист толщиной от 2 до 3 мм. Степень обжатия одного конечного прохода устанавливают на уровне от 12 до 42% в процентах от общего уменьшения толщины. После горячей прокатки стальной лист охлаждают до температуры 650-720°С в различных условиях охлаждения, используя водяное разбрызгивание. Постепенно, позволив стальному листу остывать в течение 5-10 секунд, его охлаждают до различных температур со скоростью охлаждения 60°С/сек, принимая данные температуры за температуры сматывания в рулон. Стальной лист загружают в электрическую нагревательную печь, температуру в которой поддерживают на нужном уровне, и выдерживают в течение 30 минут. Затем моделируют постепенное охлаждение после сматывания в рулон, охлаждая стальной лист в печи до комнатной температуры со скоростью охлаждения 20°С/час и получая в результате горячекатаный стальной лист.
От полученного горячекатаного стального листа отбирают образец для испытаний для измерения EBSP, и его поверхность продольного сечения, параллельную направлению прокатки, подвергают электрополированию. Затем металлическую структуру исследуют на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, и с помощью анализа изображений измеряют средний размер bcc зерен. Более конкретно, применяют прибор для измерений EBSP, OIM(TM)5, изготовленный TSL Corporation, электронные лучи используют с шагом 0,1 мкм на участке размером 50 мкм в направлении толщины листа и 100 мкм в направлении прокатки, и из полученных данных измерения данные, индекс надежности которых составляет 0,1 или более, используют в качестве эффективных данных для оценки bcc зерен. По участку, окруженному границей зерна, имеющей разность ориентации 15° или более, образованной одним bcc зерном, определяют соответствующий кругу диаметр и площадь отдельного bcc зерна, а средний размер bcc зерен рассчитывают по приведенной выше формуле (5). При расчете среднего размера зерен bcc зерна, имеющие соответствующий диаметру круга 0,47 мкм или более, принимают за эффективные bcc зерна. Как упомянуто выше, при оценке металлической структуры с использованием EBSP постоянную решетки не учитывают. Поэтому зерна, каждое из которых имеет bct (объемно-центрированная тетрагональная решетка) структуру, такую как мартенсит, также измеряют вместе. По этой причине bcc зерна включают как зерна, имеющие bcc структуру, так и зерна, имеющие bct структуру.
Полученный горячекатаный стальной лист подвергают травлению для формирования основного металла для холодной прокатки. Основной металл подвергают холодной прокатке при степени обжатия холодной прокатки от 50 до 60%, получая в результате холоднокатаный стальной лист толщиной от 0,1 до 1,2 мм. Используя модель непрерывного отжига, полученный холоднокатаный стальной лист нагревают до 550°С со скоростью нагревания 10°С/сек, после чего нагревают до различных температур, указанных в таблице 2, со скоростью нагревания 2°С/сек и подвергают выдержке в течение 95 секунд. Затем стальной лист охлаждают до различных температур прекращения охлаждения, указанных в таблице 2, со средней скоростью охлаждения от 700°С, составляющей 60°С/сек, выдерживают при данной температуре в течение 330 секунд, после чего охлаждают до комнатной температуры, получая в результате отожженный стальной лист.
Примечания) 1. Точку Ас<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа со скоростью 2°С/сек.2. Точку Ar<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа до 900°С, а затем охлаждения со скоростью 0,01°С/сек.
1) Толщина горячекатаного стального листа2) Время от завершения прокатки до прекращения резкого охлаждения3) Средняя скорость охлаждения во время резкого охлаждения
От отожженного стального листа отбирают образец для испытаний для исследования SEM и полируют его поверхность продольного сечения, параллельную направлению прокатки. Затем металлическую структуру исследуют на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, и с помощью анализа изображений измеряют объемные доли фазы низкотемпературного превращения и полигонального феррита. Определяют также средний размер частиц (диаметр эквивалентной окружности) полигонального феррита путем деления площади, занятой всем полигональным ферритом, на число кристаллических зерен полигонального феррита.
Также от отожженного стального листа отбирают образец для испытаний для измерения XRD, и прокатную поверхность на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, подвергают химической полировке. Затем проводят рентгеновское дифракционное испытание для измерения объемной доли остаточного аустенита. Более конкретно, в качестве рентгеновского дифрактометра используют RINT2500, изготовленный Rigaku Corporation, и применяют Со-Кα лучи для измерения общей интенсивности дифракционных пиков α-фазы (110), (200), (211) и дифракционных пиков γ-фазы (111), (200), (220), определяя при этом объемную долю остаточного аустенита.
R
Кроме того, от отожженного стального листа отбирают образец для испытаний для измерения EBSP, и его поверхность продольного сечения, параллельную направлению прокатки, подвергают электрополированию. Затем металлическую структуру исследуют на глубине, составляющей одну четвертую толщины от поверхности стального листа, и с помощью анализа изображений измеряют распределение по размерам зерен остаточного аустенита и средний размер зерен остаточного аустенита. Более конкретно, применяют прибор для измерений EBSP, OIM(TM)5, изготовленный TSL Corporation, электронные лучи используют с шагом 0,1 мкм на участке размером 50 мкм в направлении толщины листа и 100 мкм в направлении прокатки, и из полученных данных данные, индекс надежности которых составляет 0,1 или более, используют в качестве эффективных данных для оценки fcc-фазы. По участку, который выглядит как fcc-фаза и окружен исходной фазой, включающей одно зерно остаточного аустенита, определяют соответствующий кругу диаметр и площадь отдельного зерна остаточного аустенита. Средний размер зерен остаточного аустенита рассчитывают как среднюю величину эквивалентного диаметра окружности отдельных эффективных зерен остаточного аустенита, при этом эффективные зерна остаточного аустенита представляют собой зерна остаточного аустенита, имеющие соответствующий окружности диаметром 0,15 мкм или более. Также определяют численную плотность (N) на единицу площади зерен остаточного аустенита, каждое из которых имеет размер 1,2 мкм или более.
0
Предел текучести (YS) и предел прочности на разрыв (TS) определяют, отбирая образец для испытания на прочность JIS No. 5 вдоль направления, перпендикулярного направлению прокатки, от отожженного стального листа и проводя испытание на растяжение со скоростью растяжения 10 мм/мин. Полное удлинение (El) определяют следующим образом: проводят испытание на растяжение с использованием образца для испытания на прочность JIS No. 5, отобранного вдоль направления, перпендикулярного направлению прокатки, и используя полученную фактически измеренную величину (El), преобразованную величину полного удлинения, соответствующую случаю использования листа толщиной 1,2 мм, определяют El на основании приведенной выше формулы (1). Индекс деформационного упрочнения (величину n) определяют в диапазоне деформации, составляющей от 5 до 10%, проводя испытание на растяжение с использованием образца для испытания на прочность JIS No. 5, отобранного вдоль направления, перпендикулярного направлению прокатки. Более конкретно, величину n рассчитывают двухточечным способом, используя испытательные усилия относительно номинальной деформации, составляющей 5% и 10%.
Способность к отбортовке внутренних кромок оценивают, измеряя отношение расширения сверлом (λ) способом, описанным ниже. От отожженного стального листа отбирают 100-мм квадратный образец для испытания на расширяемость сверлом. Формируют перфорационное отверстие диаметром 10 мм с зазором 12,5%, перфорационное отверстие расширяют со стороны воздействия сдвига, используя конусообразный перфоратор, угол передней кромки которого составляет 60°, и измеряют степень расширения отверстия во время образования трещины, проходящей через толщину листа. Полученную степень расширения принимают за отношение расширения сверлом.
В таблице 3 приведены результаты исследования металлической структуры и результаты оценки характеристик холоднокатаного стального листа после отжига. В таблицах 1-3 обозначение «*», сопровождающее символ или число, означает, что символ или число выходит за пределы настоящего изобретения.
1) Обжатие при холодной прокатке: общая степень обжатия при холодной прокатке; 2) N<sub>R</sub>: численная плотность остаточных зерен аустенита, размер которых составляет 1,2 мкм или более; 3) El: полное удлинение, преобразованное таким образом, чтобы соответствовать толщине 1,2 мм; λ: отношение расширения сверлом; величина n: индекс деформационного упрочнения.
1,7
1,7
1,7
1,7
Все результаты испытаний холоднокатаного стального листа, полученные в условиях, описанных в настоящем изобретении, включают: величину TS×El=15000 МПа% или более, величину TS x величину n=150 или более, и величину TS×λ=4500000 МПа% или более, демонстрируя превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок. В частности, все результаты испытаний горячекатаного стального листа, в котором средний размер bcc зерен, окруженных границей, имеющей разность ориентаций 15° или более, составляет 4,0 мкм или менее, а температура прекращения охлаждения после отжига составляет 340°С или более, включают: величину TS×El=19000 МПа% или более, величину TS x величину n=160 или более, и величину TS×λ=5500000 МПа% или более, демонстрируя особенно превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок.
ПРИМЕР 2
-1
2
В примере 2 описан вариант воплощения, в котором в металлической структуре горячекатаного стального листа средний размер bcc зерен, окруженных границей, имеющей разность ориентации 15° или более, составляет 6,0 мкм или менее, а среднечисленная плотность карбидов железа составляет 1,0×10/мкм или более.
Используя экспериментальную вакуумную плавильную электропечь, сорта стали, каждый из которых имеет химический состав, приведенный в таблице 4, плавят и отливают. Полученные слитки формируют при помощи горячей ковки в виде заготовок толщиной 30 мм. Используя электрическую нагревательную печь, заготовки нагревают до 1200°С и выдерживают в течение 60 минут, после чего подвергают горячей прокатке в условиях, описанных в таблице 5.
3
Более конкретно, используя экспериментальный стан горячей прокатки, осуществляют прокатку с 6-ю пропусками в температурном диапазоне точки Ar или выше для превращения каждой из заготовок в стальной лист толщиной от 2 до 3 мм. Степень обжатия конечного одного прохода устанавливают на уровне от 22 до 42% в процентах от общего уменьшения толщины. После горячей прокатки стальной лист охлаждают до температуры 650-720°С в различных условиях охлаждения, используя водяное разбрызгивание. Постепенно, позволив стальному листу остывать в течение 5-10 секунд, его охлаждают до различных температур со скоростью охлаждения 60°С/сек, принимая данные температуры за температуры сматывания в рулон. Стальной лист загружают в электрическую нагревательную печь, температуру в которой поддерживают на нужном уровне, и выдерживают в течение 30 минут. Затем моделируют постепенное охлаждение после сматывания в рулон, охлаждая стальной лист в печи до комнатной температуры со скоростью охлаждения 20°С/час и получая в результате горячекатаный стальной лист.
Полученный горячекатаный стальной лист нагревают до различных температур нагрева, указанных в таблице 5, со скоростью нагревания 50°С/час. После выдерживания в течение различных периодов времени или без выдерживания стальной лист охлаждают до комнатной температуры со скоростью охлаждения 20°С/час, получая в результате горячекатаный и отожженный стальной лист.
Средний размер bcc зерен полученного горячекатаного и отожженного стального листа измеряют способом, описанным в примере 1. Также определяют среднечисленную плотность карбидов железа горячекатаного и отожженного стального листа способом с использованием вышеупомянутого SEM и электронного спектроскопа Оже.
Затем полученный горячекатаный и отожженный стальной лист подвергают травлению для формирования основного металла для холодной прокатки. Основной металл подвергают холодной прокатке при обжатии холодной прокатки от 50 до 60%, получая в результате холоднокатаный стальной лист толщиной от 1,0 до 1,2 мм. Используя модель непрерывного отжига, полученный холоднокатаный стальной лист нагревают до 550°С со скоростью нагревания 10°С/сек, после чего нагревают до различных температур, указанных в таблице 5, со скоростью нагревания 2°С/сек и подвергают томлению в течение 95 секунд. Затем стальной лист охлаждают до различных температур прекращения охлаждения, указанных в таблице 2, со средней скоростью охлаждения от 700°С, составляющей 60°С/сек, выдерживают при данной температуре в течение 330 секунд, после чего охлаждают до комнатной температуры, получая в результате отожженный стальной лист.
Примечания) 1) Точку Ас<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа со скоростью 2°С/сек.2. Точку Ar<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа до 900°С, а затем охлаждения со скоростью 0,01°С/сек.
1) Толщина горячекатаного стального листа.2) Время от завершения прокатки до прекращения резкого охлаждения. 3) Средняя скорость охлаждения во время резкого охлаждения. 4) RT означает «комнатная температура».5) 0h означает отсутствие выдерживания.
R
Объемные доли фазы низкотемпературного превращения, остаточного аустенита и полигонального феррита, средний размер зерен остаточного аустенита, численную плотность (N) на единицу площади зерен остаточного аустенита, каждое из которых имеет размер 1,2 мкм или более, предел текучести (YS), предел прочности на разрыв (TS), полное удлинение (El), индекс деформационного упрочнения (величина n) и отношение расширения сверлом (λ) полученного отожженного стального листа измеряют согласно описанию, приведенному в примере 1. В таблице 6 приведены результаты исследования металлической структуры и результаты оценки характеристик холоднокатаного стального листа после отжига. В таблицах 4-6 обозначение «*», сопровождающее символ или число, означает, что символ или число выходит за пределы настоящего изобретения.
1) Обжатие при холодной прокатке - общая степень обжатия при холодной прокатке; 2) N<sub>R</sub>: численная плотность остаточных зерен аустенита, размер которых составляет 1,2 мкм или более; 3) El: полное удлинение, преобразованное таким образом, чтобы соответствовать толщине 1,2 мм; λ: отношение расширения сверлом; величина n: индекс деформационного упрочнения
1,7
1,7
-1
2
1,7
1,7
Все холоднокатаные стальные листы, полученные согласно способу, описанному в настоящем изобретении, имеют величину TS x El=16000 МПа% или более, величину TS x величину n=155 или более, и величину TS×λ=5000000 МПа% или более, демонстрируя превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок. Все примеры, в котором средний размер bcc зерен, окруженных границей, имеющей разность ориентаций 15° или более, составляет 4,0 мкм или менее, среднечисленная плотность карбидов железа составляет 8,0×10/мкм или более, а температура прекращения охлаждения после отжига составляет 340°С или более, в металлической структуре горячекатаного стального листа имеют величину TS×El=19000 МПа% или более, величину TS × величину n=160 или более, и величину TS×λ=5500000 МПа% или более, демонстрируя особенно превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок.
ПРИМЕР 3
В примере 3 описан вариант воплощения, в котором температура сматывания в рулоны в процессе горячей прокатки с использованием способа немедленного резкого охлаждения составляет более 400°С.
Используя экспериментальную вакуумную плавильную электропечь, сорта стали, каждый из которых имеет химический состав, приведенный в таблице 7, плавят и отливают. Полученные слитки формируют при помощи горячей ковки в виде заготовок толщиной 30 мм. Используя электрическую нагревательную печь, заготовки нагревают до 1200°С и выдерживают в течение 60 минут, после чего подвергают горячей прокатке в условиях, описанных в таблице 8.
3
Более конкретно, используя экспериментальный стан горячей прокатки, осуществляют прокатку с 6-ю пропусками в температурном диапазоне точки Ar или выше для окончательного превращения каждой из заготовок в стальной лист толщиной от 2 до 3 мм. Степень обжатия конечного одного прохода устанавливают на уровне от 22 до 42% в процентах от общего уменьшения толщины. После горячей прокатки стальной лист охлаждают до температуры 650-730°С в различных условиях охлаждения, используя водяное разбрызгивание. Постепенно, позволив стальному листу остывать в течение 5-10 секунд, его охлаждают до различных температур со скоростью охлаждения 60°С/сек, принимая данные температуры за температуры сматывания в рулон. Стальной лист загружают в электрическую нагревательную печь, температуру в которой поддерживают на нужном уровне, и выдерживают в течение 30 минут. Затем моделируют постепенное охлаждение после сматывания в рулон, охлаждая стальной лист в печи до комнатной температуры со скоростью охлаждения 20°С/час и получая в результате горячекатаный стальной лист.
Средний размер bcc зерен полученного горячекатаного и отожженного стального листа измеряют способом, описанным в примере 1.
Затем полученный горячекатаный стальной лист подвергают травлению для формирования основного металла для холодной прокатки. Основной металл подвергают холодной прокатке при обжатии при холодной прокатке от 50 до 69%, получая в результате холоднокатаный стальной лист толщиной от 0,8 до 1,2 мм. Используя модель непрерывного отжига, полученный холоднокатаный стальной лист нагревают до 550°С со скоростью нагревания 10°С/сек, после чего нагревают до различных температур, указанных в таблице 8, со скоростью нагревания 2°С/сек и подвергают томлению в течение 95 секунд. Затем стальной лист подвергают первичному охлаждению до различных температур, указанных в таблице 8, после чего подвергают вторичному охлаждению от первичной температуры охлаждения до различных температур, указанных в таблице 8, со средней скоростью охлаждения, составляющей 60°С/сек, выдерживают при данной температуре в течение 330 секунд, после чего охлаждают до комнатной температуры, получая в результате отожженный стальной лист.
Примечания) 1) Точку Ас<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа со скоростью 2°С/сек.2. Точку Ar<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа до 900°С, а затем охлаждения со скоростью 0,01°С/сек.
1) Толщина горячекатаного стального листа.2) Время от завершения прокатки до прекращения резкого охлаждения. 3) Средняя скорость охлаждения во время резкого охлаждения.
R
Объемные доли фазы низкотемпературного превращения, остаточного аустенита и полигонального феррита, средние размеры зерен остаточного аустенита и полигонального феррита, численную плотность (N) на единицу площади зерен остаточного аустенита, каждое из которых имеет размер 1,2 мкм или более, предел текучести (YS), предел прочности на разрыв (TS), полное удлинение (El), индекс деформационного упрочнения (величина n) и отношение расширения сверлом (λ) полученного отожженного стального листа измеряют согласно описанию, приведенному в примере 1. В таблице 9 приведены результаты исследования металлической структуры и результаты оценки характеристик холоднокатаного стального листа после отжига. В таблицах 7-9 обозначение «*», сопровождающее символ или число, означает, что символ или число выходит за пределы настоящего изобретения.
1) Обжатие при холодной прокатке: общая степень обжатия при холодной прокатке; 2) N<sub>R</sub>: численная плотность остаточных зерен аустенита, размер которых составляет 1,2 мкм или более; 3) El: полное удлинение, преобразованное таким образом, чтобы соответствовать толщине 1,2 мм; λ: отношение расширения сверлом; величина n: индекс деформационного упрочнения.
1,7
1,7
1,7
1,7
1,7
1,7
3
3
Все холоднокатаные стальные листы, полученные согласно способу, описанному в настоящем изобретении, имеют величину TS×El=15000 МПа% или более, величину TS x величину n=150 или более, и величину TS×λ=4500000 МПа% или более, демонстрируя превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок. Все примеры, в которых степень обжатия за один конечный проход составляет более 25%, а температура прекращения вторичного охлаждения после обжатия составляет 340°С или выше, имеют величину TS×El=19000 МПа% или более, величину TS x величину n = 160 или более, и величину TS×λ=5500000 МПа% или более, демонстрируя более превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок. Все примеры, в которых степень обжатия за один конечный проход составляет более 25%, температура выдержки при отжиге составляет (точка Ас - 40°С) или выше и ниже чем (точка Ас+ 50°С) после обработки выдержкой, стальной лист охлаждают на 50°С или более от температуры выдержки со скоростью менее чем 10,0°С/сек., а температура прекращения вторичного охлаждения после обжатия составляет 340°С или выше, имеют величину TS×El=20000 МПа% или более, величину TS x величину n=165 или более, и величину TS×λ=6000000 МПа% или более, демонстрируя еще более превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок.
ПРИМЕР 4
В примере 4 описан вариант воплощения, в котором горячекатаный стальной лист, полученный при температуре сматывания в рулон 400°С или ниже в процессе горячей прокатки с использованием способа немедленного резкого охлаждения, подвергают отжигу.
Используя экспериментальную вакуумную плавильную электропечь, сорта стали, каждый из которых имеет химический состав, приведенный в таблице 10, плавят и отливают. Полученные слитки формируют при помощи горячей ковки в виде заготовок толщиной 30 мм. Используя электрическую нагревательную печь, заготовки нагревают до 1200°С и выдерживают в течение 60 минут, после чего подвергают горячей прокатке в условиях, описанных в таблице 11.
3
Более конкретно, используя экспериментальный стан горячей прокатки, осуществляют прокатку с 6-ю пропусками в температурном диапазоне точки Ar или выше для окончательного превращения каждой из заготовок в стальной лист толщиной от 2 до 3 мм. Степень обжатия конечного одного прохода устанавливают на уровне от 22 до 42% в процентах от общего уменьшения толщины. После горячей прокатки стальной лист охлаждают до температуры 650-720°С в различных условиях охлаждения, используя водяное разбрызгивание. Постепенно, позволив стальному листу остывать в течение 5-10 секунд, его охлаждают до различных температур со скоростью охлаждения 60°С/сек, принимая данные температуры за температуры сматывания в рулон. Стальной лист загружают в электрическую нагревательную печь, температуру в которой поддерживают на нужном уровне, и выдерживают в течение 30 минут. Затем моделируют постепенное охлаждение после сматывания в рулон, охлаждая стальной лист в печи до комнатной температуры со скоростью охлаждения 20°С/час и получая в результате горячекатаный стальной лист.
Полученный горячекатаный стальной лист нагревают до различных температур нагрева, указанных в таблице 11, со скоростью нагревания 50°С/час. После выдерживания в течение различных периодов времени или без выдерживания стальной лист охлаждают до комнатной температуры со скоростью охлаждения 20°С/час, получая в результате горячекатаный и отожженный стальной лист.
Средний размер bcc зерен полученного горячекатаного и отожженного стального листа измеряют способом, описанным в примере 1. Также определяют среднечисленную плотность карбидов железа горячекатаного и отожженного стального листа способом с использованием вышеупомянутого SEM и электронного спектроскопа Оже.
Затем полученный горячекатаный и отожженный стальной лист подвергают травлению для формирования основного металла для холодной прокатки. Основной металл подвергают холодной прокатке при обжатии при холодной прокатке от 50 до 69%, получая в результате холоднокатаный стальной лист толщиной от 0,8 до 1,2 мм. Используя модель непрерывного отжига, полученный холоднокатаный стальной лист нагревают до 550°С со скоростью нагревания 10°С/сек, после чего нагревают до различных температур, указанных в таблице 11, со скоростью нагревания 2°С/сек и подвергают выдержке в течение 95 секунд. Затем стальной лист подвергают первичному охлаждению до различных температур, указанных в таблице 11, после чего подвергают вторичному охлаждению от температуры первичного охлаждения до различных температур, указанных в таблице 11, со средней скоростью охлаждения, составляющей 60°С/сек, выдерживают при данной температуре в течение 330 секунд, затем охлаждают до комнатной температуры, получая в результате отожженный стальной лист.
Примечания) 1. Точку Ас<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа со скоростью 2°С/сек.2. Точку Ar<sub>3</sub> определяют на основании изменения теплового расширения во время нагревания холоднокатаного стального листа до 900°С, а затем охлаждения со скоростью 0,01°С/сек.
1) Толщина горячекатаного стального листа.2) Время от завершения прокатки до прекращения резкого охлаждения. 3) Средняя скорость охлаждения во время резкого охлаждения. 4) RT означает «комнатная температура».5) 0h означает отсутствие выдерживания.
R
Объемные доли фазы низкотемпературного превращения, остаточного аустенита и полигонального феррита, средний размер зерен остаточного аустенита и полигонального феррита, численную плотность (N) на единицу площади зерен остаточного аустенита, каждое из которых имеет размер 1,2 мкм или более, предел текучести (YS), предел прочности на разрыв (TS), полное удлинение (El), индекс деформационного упрочнения (величина n) и отношение расширения сверлом (λ) полученного отожженного стального листа измеряют согласно описанию, приведенному в примере 1. В таблице 12 приведены результаты исследования металлической структуры и результаты оценки характеристик холоднокатаного стального листа после отжига. В таблицах 10-12 обозначение «*», сопровождающее символ или число, означает, что символ или число выходит за пределы настоящего изобретения.
1) Обжатие при холодной прокатке: общая степень обжатия при холодной прокатке; 2) N<sub>R</sub>: численная плотность остаточных зерен аустенита, размер которых составляет 1,2 мкм или более; 3) El: полное удлинение, преобразованное таким образом, чтобы соответствовать толщине 1,2 мм; λ: отношение расширения сверлом; величина n: индекс деформационного упрочнения.
1,7
1,7
1,7
1,7
1,7
1,7
3
3
Все холоднокатаные стальные листы, полученные согласно способу, описанному в настоящем изобретении, имеют величину TS×El=15000 МПа% или более, величину TS x величину n=150 или более, и величину TS×λ=4500000 МПа% или более, демонстрируя превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок. Все примеры, в которых степень обжатия за один конечный проход при горячей прокатке составляет более 25%, а температура прекращения вторичного охлаждения после обжатия составляет 340°С или выше, имеют величину TS×El=19000 МПа% или более, величину TS × величину n=160 или более, и величину TS×λ=5500000 МПа% или более, демонстрируя более превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок. Все примеры, в которых степень обжатия за один конечный проход при горячей прокатке составляет более 25%, общая степень обжатия при холодной прокатке составляет более 50%, температура выдержки при отжиге составляет (точка Ас - 40°С) или выше и ниже чем (точка Ас + 50°С) после обработки выдержкой, стальной лист охлаждают на 50°С или более от температуры выдержки со скоростью менее чем 10,0°С/сек, а температура прекращения вторичного охлаждения составляет 340°С или выше, имеют величину TS×El=20000 МПа% или более, величину TS × величину n=165 или более, и величину TS×λ=6000000 МПа% или более, демонстрируя еще более превосходную пластичность, способность к деформационному упрочнению и способность к отбортовке внутренних кромок.