ХОЛОДНОКАТАНЫЙ И ТЕРМООБРАБОТАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ
COLD-ROLLED AND HEAT-TREATED STEEL SHEET AND ITS MANUFACTURING METHOD

Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу, имеющему высокую пластичность и формуемость, и к способу получения такого стального листа.
Известно, что для производства различных изделий, таких как детали конструктивных элементов кузова и панели кузова автомобилей, используются листы из стали DP (двухфазной) или стали TRIP (сталь с пластичностью, обусловленной мартенситным превращением). Чтобы уменьшить вес автомобиля и повысить его топливную эффективность с точки зрения глобальной защиты окружающей среды, желательно иметь листы с улучшенными пределом текучести и пределом прочности при растяжении. Но такие листы также должны обладать подходящими пластичностью и формуемостью, а точнее подходящей пригодностью к отбортовке.
В дополнение к этим механическим требованиям такие стальные листы должны обладать соответствующей стойкостью к жидкометаллическому охрупчиванию (LME). Стальные листы, покрытые цинком или цинковым сплавом, очень эффективны для обеспечения коррозионной стойкости и поэтому широко используются в автомобильной промышленности. Однако опыт показывает, что дуговая сварка или контактная сварка некоторых сталей может вызывать появление особых трещин из-за явления, называемого жидкометаллическое охрупчивание («LME») или жидкометаллической хрупкостью («LMAC»). Это явление характеризуется проникновением жидкого Zn по границам зёрен лежащей под ним стальной подложки под действием приложенных напряжений или внутренних напряжений, возникающих в результате сжатия, термического расширения или фазовых превращений. Известно, что добавление таких элементов, как углерод или кремний, негативно влияет на возникновение трещин LME.
В автомобильной промышленности обычно оценивают такую стойкость, ограничивая верхнее значение так называемого индекса LME, рассчитываемого в соответствии со следующим уравнением:
Индекс LME =% C +% Si/4,
где %C и %Si обозначают массовые проценты углерода и кремния в стали соответственно. В публикации WO2010029983 описан способ получения высокопрочного стального листа с пределом прочности при растяжении более 980 МПа и даже более 1180 МПа. Однако при использовании большого количества кремния в составе стали по настоящему изобретению с пределом прочности при растяжении выше 1470 МПа стойкость стали к жидкометаллическому охрупчиванию будет снижена.
В публикации WO2018073919 описан высокопрочный оцинкованный и отожжённый стальной лист. Для получения предела прочности при растяжении выше 1470 МПа необходимо высокое содержание марганца и кремния. Высокое содержание марганца может создать проблемы сегрегации, ухудшающие пластичность, а высокое содержание кремния снизит стойкость к жидкометаллическому охрупчиванию.
В публикации WO2009099079 получают высокопрочный оцинкованный стальной лист с пределом прочности при растяжении более 1200 МПа, общим удлинением более 13% и коэффициентом раздачи отверстия более 50%. Микроструктура этого стального листа содержит 0-10% феррита, 0-10% мартенсита, 60-95% отпущенного мартенсита и содержит 5-20% остаточного аустенита. Чтобы увеличить предел прочности при растяжении до более 1470 МПа, микроструктура этого стального листа включает большое количество отпущенного мартенсита и очень небольшое количество остаточного аустенита, что значительно снижает пластичность стального листа.
Таким образом, целью изобретения является получение стального листа с пределом текучести не менее 1100 МПа, пределом прочности при растяжении не менее 1470 МПа, общим удлинением не менее 13%, коэффициентом раздачи отверстия не менее 15% и индексом LME менее 0,70.
Цель настоящего изобретения достигается приготовлением стального листа согласно п. 1 формулы изобретения. Стальной лист также может иметь характеристики по пп. 2-13 формулы изобретения. Другая цель достигается предложением способа по п. 14 формулы изобретения. Способ также включает характеристики по пп. 15-17.
Теперь изобретение будет описано подробно и проиллюстрировано неограничивающими примерами. Здесь и далее Ac3 обозначает температуру превращения, выше которой аустенит полностью стабилен, Ar3 обозначает температуру, до которой микроструктура остаётся полностью аустенитной при охлаждении, Ms обозначает температуру начала мартенситного превращения, то есть температуру, при которой аустенит начинает превращаться в мартенсит при охлаждении.
Все процентные содержания композиции даны в массовых процентах (мас.%), если не указано иное.
Состав стали, согласно изобретению, включает в мас.%:
- 0,3% ≤ C ≤ 0,4% для обеспечения удовлетворительной прочности и повышения стабильности остаточного аустенита, что необходимо для получения достаточного удлинения. Если содержание углерода выше 0,4%, горячекатаный лист слишком твёрдый для холодной прокатки и свариваемость недостаточна. Если содержание углерода ниже 0,3%, предел прочности при растяжении и общее удлинение не достигнут заданных значений.
- 2,0% ≤ Mn ≤ 2,6% для обеспечения удовлетворительной прочности и стабилизации по меньшей мере части аустенита для получения достаточного удлинения. Ниже 2,0% конечная структура включает недостаточную долю остаточного аустенита, так что требуемое сочетание пластичности и прочности не достигается. Максимум определён, чтобы избежать проблем с сегрегацией, которая отрицательно сказываются на деформируемости при растяжении, и для ограничения проблем свариваемости.
- 0,8% ≤ Si ≤ 1,6%, поскольку кремний задерживает выделение цементита, поэтому добавка кремния в количестве не менее 0,8% помогает стабилизировать достаточное содержание остаточного аустенита. Кремний также обеспечивает упрочнение твёрдого раствора и замедляет образование карбидов во время перераспределения углерода от мартенсита к аустениту в результате немедленного повторного нагрева и стадии выдержки, выполняемых после частичного мартенситного превращения. При слишком высоком содержании на поверхности образуются оксиды кремния, что ухудшает способность стали к нанесению покрытия. Кроме того, кремний отрицательно влияет на стойкость к жидкометаллическому охрупчиванию. Поэтому содержание Si менее или равно 1,6%. В предпочтительном осуществлении содержание кремния составляет менее 1,5% для дальнейшего повышения стойкости к жидкометаллическому охрупчиванию. В другом предпочтительном осуществлении содержание кремния составляет менее 1,4%, а в другом предпочтительном осуществлении содержание кремния составляет менее 1,3%.
- 0,01% ≤ Al ≤ 0,6%, поскольку алюминий является очень эффективным элементом для раскисления стали в жидкой фазе во время обработки. Кроме того, алюминий замедляет образование карбидов во время перераспределения углерода от мартенсита к аустениту в результате немедленного повторного нагрева и стадии выдержки, выполняемых после частичного мартенситного превращения. Содержание алюминия не превышает 0,6%, чтобы избежать появления включений, избежать проблем с окислением и ограничить повышение температуры Ac3, что затрудняет создание полностью аустенитных структур. В предпочтительном осуществлении содержание алюминия составляет 0,2 - 0,5%.
В предпочтительном осуществлении суммарное количество кремния и алюминия Si + Al равно или превышает 1,6%.
- 0,15% ≤ Mo ≤ 0,5%. Молибден увеличивает прокаливаемость, стабилизирует остаточный аустенит, тем самым уменьшая разложение аустенита во время перераспределения. Кроме того, молибден вместе с хромом помогает предотвратить зернограничное окисление на поверхности горячекатаного стального листа во время намотки, которое необходимо удалить перед холодной прокаткой. Добавление молибдена выше 0,5% является дорогостоящим и неэффективным с учётом требуемых свойств. В предпочтительном осуществлении содержание молибдена составляет 0,20 - 0,40%.
- 0,3% ≤ Cr ≤ 1,0%. Хром увеличивает прокаливаемость и замедляет отпуск мартенсита. Хром вместе с молибденом помогает предотвратить зернограничное окисление на поверхности горячекатаного стального листа после намотки, продукты которого необходимо удалить перед холодной прокаткой. Допускается максимум 1,0% хрома, выше отмечается эффект насыщения, и добавление хрома бесполезно и дорого. Повышенное содержание хрома вызывает проблемы с очисткой поверхности в процессе травления и, как следствие, ухудшает способность стали к нанесению покрытия. В предпочтительном осуществлении содержание хрома составляет 0,6-0,8%.
- Nb ≤ 0,06% может быть добавлен для измельчения аустенитных зёрен во время горячей прокатки и для обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно минимальное количество добавляемого ниобия составляет 0,0010%. При добавлении более 0,06% предел текучести, относительное удлинение и коэффициент раздачи отверстия не обеспечиваются на требуемом уровне. Предпочтительно максимальное количество добавляемого ниобия составляет 0,04%.
- Ti ≤ 0,06% может быть добавлен для обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно минимальное количество добавляемого титана составляет 0,0010%. Однако, когда его содержание выше или равно 0,06%, предел текучести, удлинение и коэффициент раздачи отверстия не обеспечиваются на требуемом уровне. Предпочтительно максимальное количество добавляемого титана составляет 0,04%.
Предпочтительно суммарное количество ниобия и титана Nb + Ti превышает 0,01%.
- Ni ≤ 0,8%. Никель может быть элементом, заменяющим хром или молибден, и может быть добавлен для стабилизации остаточного аустенита. Предпочтительно минимальное количество добавляемого никеля составляет 0,0010%.
В состав стали, согласно изобретению, необязательно могут быть добавлены некоторые элементы:
- V ≤ 0,2% может быть добавлен для обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно минимальное количество добавляемого ванадия составляет 0,0010%. Однако, когда его содержание выше или равно 0,2%, предел текучести, относительное удлинение и коэффициент раздачи отверстия не обеспечиваются на требуемом уровне.
- B: 0,0003–0,005% может быть добавлен для повышения закаливаемости стали. Остальное в составе стали представляет собой железо и примеси, образующиеся в результате плавки. В этом отношении Cu, S, P и N по меньшей мере рассматриваются как остаточные элементы, которые являются неизбежными примесями. Поэтому их содержание составляет менее 0,03% для Cu, 0,010% для S, 0,020% для P и 0,008% для N.
Предпочтительно состав стали таков, чтобы сталь имела углеродный эквивалент Ceq менее или равный 0,55%, причём углеродный эквивалент определяется как Ceq =% C +% Mn/20 +% Si/28 + 2⋅% P.
Теперь будет описана микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа согласно изобретению. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист имеет структуру, состоящую из долей поверхности:
- 15-30% остаточного аустенита, указанный остаточный аустенит имеет содержание углерода не менее 0,7%
- 70-85% отпущенного мартенсита и
- не более 5% свежего мартенсита и
- не более 5% бейнита.
Доли поверхности определяют с помощью следующего метода: образец вырезают из холоднокатаного и термообработанного листа, полируют и травят известным реагентом для выявления микроструктуры. Затем срез исследуют с помощью оптического или сканирующего электронного микроскопа, например, с помощью сканирующего электронного микроскопа с полевой эмиссионной пушкой («FEG-SEM») при увеличении более 5000x, соединенного с устройством для дифракции обратного рассеяния электронов («EBSD») и просвечивающей электронной микроскопии (ТЕМ). Определение поверхностной доли каждого компонента выполняют с помощью анализа изображений известным способом. Фракцию остаточного аустенита определяют, например, с помощью дифракции рентгеновских лучей (XRD).
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа включает по меньшей мере 15% аустенита, который при комнатной температуре является остаточным аустенитом. Остаточный аустенит, если его доля поверхности составляет по меньшей мере 15%, способствует увеличению пластичности. Выше 30% требуемый коэффициент раздачи отверстия HER согласно ISO 16630: 2009 ниже 15%, поскольку содержание углерода в аустените будет слишком низким для стабилизации аустенита.
Содержание углерода в остаточном аустените составляет более 0,7%, чтобы гарантировать, что стальной лист в соответствии с изобретением может достичь заданного коэффициента раздачи отверстия, прочности и удлинения.
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа включает отпущенный мартенсит в количестве 70 - 85% в долях поверхности.
Отпущенный мартенсит является мартенситом, образующимся при охлаждении после отжига, а затем подвергнутый отпуску на стадии перераспределения.
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа включает не более 5% свежего мартенсита и не более 5% бейнита.
Свежий мартенсит является мартенситом, который может образоваться при охлаждении после стадии перераспределения.
В предпочтительном осуществлении холоднокатаный и термообработанный стальной лист в соответствии с изобретением таков, что доля поверхности свежего мартенсита составляет менее 2% и доля поверхности бейнита составляет менее 2%.
В другом осуществлении холоднокатаный и термообработанный стальной лист в соответствии с изобретением таков, что не содержит ни свежего мартенсита, ни бейнита.
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа согласно изобретению, не содержит феррита и перлита.
Стальной лист согласно изобретению может быть изготовлен любым подходящим способом производства, и специалист в данной области может его выбрать.
Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, включающий следующие стадии:
reheat
Горячекатаный лист, имеющий толщину, например, 1,8-6 мм, может быть изготовлен путём разливки стали, имеющей указанный выше состав, для получения сляба, повторного нагрева сляба при температуре T между 1150-1300°C, и горячей прокатки повторно нагретого сляба, причём конечная температура прокатки выше Ar3, для получения горячекатаной стали.
Конечная температура прокатки предпочтительно составляет не более 1000°C, чтобы избежать укрупнения аустенитных зёрен.
намотки
намотки
Затем горячекатаную сталь охлаждают, например, со скоростью охлаждения 1-120°C/с, и сматывают при температуре T 200-700°C. В предпочтительном осуществлении T составляет 450-650°C.
Горячекатаный стальной лист после сматывания включает слой зернограничного окисления, имеющий максимальную толщину 5 мкм.
После сматывания лист можно подвергнуть травлению.
Затем горячекатаный стальной лист может быть отожжён, чтобы улучшить способность к холодной прокатке и ударную вязкость горячекатаного стального листа, а также для получения горячекатаного и отожжённого стального листа, который подходит для производства холоднокатаного и термообработанного стального листа, обладающего высокими механическими свойствами, в частности высокой прочностью и высокой пластичностью.
В предпочтительном осуществлении отжиг горячекатаного стального листа представляет собой периодический отжиг, выполняемый при температуре 500-800°C в течение 1000-108000 с.
Горячекатаный и отожжённый стальной лист затем необязательно подвергают травлению. Горячекатаный и отожжённый стальной лист затем подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного стального листа, имеющего толщину, которая может составлять, например, 0,7-3 мм или даже лучше в диапазоне 0,8-2 мм.
Степень обжатия при холодной прокатке предпочтительно составляет 20-80%. Ниже 20% рекристаллизация во время последующей термообработки неудовлетворительная, что может ухудшить пластичность холоднокатаного и термообработанного стального листа. Выше 80% существует риск растрескивания кромок при холодной прокатке.
Затем холоднокатаный стальной лист подвергается термообработке на линии непрерывного отжига.
Термическая обработка включает стадии:
- повторный нагрев холоднокатаного стального листа до температуры отжига от Ac3 до Ac3 + 100°C и выдержка холоднокатаного стального листа при указанной температуре отжига в течение времени выдержки 30-600 с для получения после отжига полностью аустенитной структуры.
Скорость повторного нагрева до температуры отжига предпочтительно составляет 1-200°C/с.
- закалка холоднокатаного стального листа со скоростью охлаждения, предпочтительно составляющей 0,1-200°C/с, до температуры закалки Tq, находящейся в диапазоне от (Ms-140°C) до (Ms-75°C), и предпочтительно 150-215°C, и выдержка его при указанной температуре закалки в течение времени выдержки, составляющего 1-200 с.
Скорость охлаждения выбирают так, чтобы при охлаждении не образовывался перлит. Во время этой стадии закалки аустенит частично превращается в мартенсит.
Если температура закалки ниже (Ms-140°C), доля отпущенного мартенсита в конечной структуре слишком высока, что приводит к конечной доле аустенита ниже 15%, что отрицательно сказывается на общем удлинении стали. Кроме того, если температура закалки выше (Ms-75°C), требуемый коэффициент раздачи отверстия не достигается.
- необязательно выдержка закалённого листа при температуре закалки в течение времени выдержки 1-200 с, предпочтительно 3-30 с, чтобы избежать образования эпсилон-карбидов в мартенсите, что привело бы к снижению удлинения стали.
- повторный нагрев холоднокатаного стального листа до температуры перераспределения, составляющей 350-500°C, и выдержка холоднокатаного стального листа при указанной температуре перераспределения в течение времени перераспределения, составляющего 30-2000 с, и более предпочтительно 30–800 с.
- необязательно нанесение покрытия на лист методом горячего погружения. Можно использовать любые виды покрытий, в частности цинк или цинковые сплавы, такие как цинк-никелевые, цинк-магниевые или цинк-магниево-алюминиевые сплавы, алюминий или алюминиевые сплавы, например, алюминий-кремний.
- сразу после стадии разделения или сразу после стадии нанесения покрытия методом горячего погружения, при ее выполнении, охлаждение холоднокатаного стального листа до комнатной температуры для получения холоднокатаного и термообработанного стального листа. Скорость охлаждения предпочтительно выше 1°C/с, например, 2-20°C/с.
- необязательно, после охлаждения до комнатной температуры, если стадию нанесения покрытия методом горячего погружения не выполняли, на лист можно нанести гальваническое покрытие, например, гальваническим цинкованием, или с помощью любого процесса нанесения покрытия в вакууме, такого как PVD или струйным нанесением покрытий осаждением паров. Можно использовать любые покрытия, в частности цинк или цинковые сплавы, такие как сплавы цинк-никель, цинк-магний или цинк-магний-алюминий. Необязательно после нанесения покрытия электрохимическим методом лист можно подвергнуть дегазации.
Примеры
2 образца, состав которых представлен в таблице 1, отливают в полуфабрикаты и перерабатывают в стальные листы в соответствии с параметрами процесса, указанными в таблице 2.
Таблица 1 – Составы
Тестируемые композиции приведены в следующей таблице, в которой содержание элементов выражено в массовых процентах. Ванадий не добавлен.
Сталь
C
Mn
Si
Al
Mo
Cr
Ti
Nb
B
S
P
N
Ar3
Ac3
Ms
Индекс LME
A
0,36
2,3
1,21
0,44
0,25
0,8
0,02
0,03
0,0005
0,002
0,013
0,004
683
839
292
0,66
<img file="00000001.jpg" he="5" wi="7" img-content="undefined" img-format="jpg" />
<img file="00000002.jpg" he="5" wi="12" img-content="undefined" img-format="jpg" />
2,3
0,81
0,60
<img file="00000003.jpg" he="5" wi="14" img-content="undefined" img-format="jpg" />
1,0
0,002
0,002
0,0007
0,002
0,010
0,003
681
875
335
0,50
Сталь А согласно изобретению.
Подчеркнутые значения: не соответствуют изобретению.
Для данной стали специалист в данной области знает, как определить Ar3, Ac3 и Ms с помощью дилатометрического и металлографического анализа.
Таблица 2 - Параметры процесса
Стальные полуфабрикаты в литом виде повторно нагревают до 1250°C, подвергают горячей прокатке выше Ar3, и затем сматывают, травят, необязательно отжигают в течение 8 ч, травят и проводят холодную прокатку со степенью обжатия 50%. Затем их повторно нагревают, проводят закалку и разделение перед охлаждением до комнатной температуры. В опытах 5 и 6 стали подвергают только горячей прокатке и сматывают. Используют следующие особые условия:
Холоднокатаная сталь
Горячекатаная сталь
Опыт
Сталь
Tнамотки(°C)
Tотжига(°C)
tотжига(ч)
Tотжига(°C)
tотжига(с)
Tq(°C)
Tразделения (°C)
tразделения(с)
1*
A
450
650
8
900
160
180
400
270
2*
A
450
650
8
900
160
200
400
270
3*
A
550
650
8
900
160
160
400
270
4
A
450
650
8
900
160
<img file="00000004.jpg" he="4" wi="7" img-content="undefined" img-format="jpg" />
400
270
5
A
<img file="00000005.jpg" he="4" wi="7" img-content="undefined" img-format="jpg" />
-
-
-
-
-
-
-
6
<img file="00000006.jpg" he="4" wi="4" img-content="undefined" img-format="jpg" />
650
-
-
-
-
-
-
-
7*
A
650
-
-
900
160
180
400
270
* - Опыты в соответствии с изобретением.
Подчёркнутые значения: не соответствуют изобретению.
Некоторые образцы горячекатаного листа после сматывания анализируют для оценки возможного наличия слоя зернограничного окисления, и соответствующие результаты представлены в таблице 3. Затем анализируют некоторые образцы холоднокатаных и термообработанных листов, и соответствующие элементы микроструктуры и механические свойства представлены соответственно в таблицах 4 и 5.
Таблица 3 – Зернограничное окисление горячекатаного стального листа
Зернограничное окисление — это межкристаллитное окисление, которое характеризуется неоднородностями на поверхности смотанного листа. В слое железа на поверхности стали оксиды распределены между зёрнами. Границы зёрен конечной микроструктуры, естественно обеспечивают диффузию по телу зерна элементов, которые окисляются легче, чем железо, по сравнению с однородной диффузией в матрице. В результате происходит более выраженное окисление и более глубокое окисление на уровне границ зёрен.
Было установлено наличие на горячекатаном стальном листе после намотки слоя зернограничного окисления (GBO):
Опыт
GBO слой
Толщина (мкм)
1*
Отсутствует
0
2*
Отсутствует
0
3*
Присутствует
1
5
Присутствует
<img file="00000007.jpg" he="4" wi="3" img-content="undefined" img-format="jpg" />
6
Присутствует
<img file="00000008.jpg" he="4" wi="3" img-content="undefined" img-format="jpg" />
7*
Присутствует
1
* - Опыты в соответствии с изобретением.
Опыты 1–3 и 7 показывают соответствующий контроль роста GBO и даже полное ингибирование в опытах 1 и 2 из-за комбинации состава стали и диапазона температур сматывания. Опыт 5 даёт неудовлетворительные результаты из-за высокой температуры сматывания, тогда как опыт 6 не даёт удовлетворительных результатов из-за отсутствия в стали молибдена.
Таблица 4 - Микроструктура холоднокатаного и отожжённого стального листа Определено процентное содержание фаз микроструктуры полученного холоднокатаного стального листа:
Опыт
γ(%)
C в γ(%)
TM(%)
FM(%)
B(%)
F(%)
1*
20
0,79
80
0
0
0
2*
24
0,73
74
2
0
0
3*
16
0,79
84
0
0
0
4
28
0,72
<img file="00000009.jpg" he="4" wi="6" img-content="undefined" img-format="jpg" />
<img file="00000010.jpg" he="5" wi="4" img-content="undefined" img-format="jpg" />
2
0
7*
21
0,70
79
0
0
0
* - Опыты в соответствии с изобретением/Подчёркнутые значения: не соответствуют изобретению
γ: обозначает поверхностную долю остаточного аустенита
C в γ: обозначает содержание углерода в фазе аустенита
TM: обозначает поверхностную долю отпущенного мартенсита
FM: обозначает поверхностную долю свежего мартенсита
B: обозначает поверхностную долю бейнита
F: обозначает поверхностную долю феррита
Таблица 5 - Механические свойства холоднокатаного и отожжённого стального листа Механические свойства испытанных образцов определены и представлены в следующей таблице:
Опыт
YS (MPa)
TS (MPa)
TE (%)
HER (%)
1*
1210
1524
16
20
2*
1248
1517
15
16
3*
1340
1551
14
21
4
<img file="00000011.jpg" he="5" wi="10" img-content="undefined" img-format="jpg" />
1550
14
<img file="00000012.jpg" he="5" wi="4" img-content="undefined" img-format="jpg" />
7*
1248
1527
16
19
* - Опыты в соответствии с изобретением
Подчёркнутые значения: не соответствуют механическим свойствам.
Предел текучести YS, предел прочности при растяжении TS и равномерное удлинение TE измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года. Коэффициент раздачи отверстия HER измеряют в соответствии со стандартом ISO 16630: 2009. Из-за различий в методах измерения значения коэффициента раздачи отверстия HER согласно стандарту ISO 16630: 2009 сильно отличаются и не сопоставимы со значениями коэффициента раздачи отверстия λ согласно JFS T 1001 (Стандарт Федерации чёрной металлургии Японии). Примеры показывают, что стальные листы согласно изобретению, а именно примеры 1 - 3 и 7, являются единственными, которые демонстрируют все заданные свойства благодаря их особому составу и микроструктуре. Холоднокатаный и отожжённый стальной лист примера 4 имеет химический состав, соответствующий изобретению, и закаливается при температуре Tq, равной 225°C, что создаёт больше свежего мартенсита, что приводит к низкому значению коэффициента раздачи отверстия.