Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с улучшенной способностью к локальной деформации и способ его получения

Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с улучшенной способностью к локальной деформации и способ его получения

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники

Настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с повышенной способностью к локальной деформации изгибом, отбортовкой внутренних кромок, снятием заусенцев и подобным, который используется в основном для автомобильных деталей и подобном, и к способу его получения.

Настоящая заявка основана на и испрашивает приоритет заявки на патент Японии, №2011-089250 от 13 апреля 2011, полное содержание которой включено в настоящее описание посредством ссылки.

Уровень техники

Для уменьшения выбросов газообразного диоксида углерода из автомобилей приветствуется снижение веса кузова автомобиля, путем применения высокопрочных стальных листов. Далее, чтобы обеспечить также безопасность пассажира, наряду с листами из мягкой стали для корпусов автомобилей все шире применялись высокопрочные стальные листы. Чтобы облегчить в будущем дальнейшее снижение веса кузова автомобиля, следует повысить на практике уровень прочности высокопрочного стального листа выше обычного, а для применения высокопрочного стального листа, например, для нижней части кузова, должна быть улучшена способность к локальной деформации в целях снятия заусенцев.

Однако обычно, когда повышается прочность стального листа, снижается способность к формоизменению, и, как показано в непатентном документе 1, снижается однородное удлинение, важное для вытяжки и выгибания. В отличие от этого, в непатентном документе 2 раскрывается способ, как обеспечить однородное удлинение при неизменной прочности, обеспечивая комплексную металлическую структуру стального листа.

Между тем, описан также способ контроля металлической структуры стального листа, который улучшает локальную пластичность, характеризуемую изгибом, раздачу отверстий и снятие заусенцев. Непатентный документ 3 описывает, что контроль включений, получение однородной структуры и, кроме того, снижение разницы твердости между структурами являются эффективными для получения способности к сгибанию и раздачи отверстий.

Для улучшения возможности раздачи отверстий структуру делают однородной благодаря контролю структуры, но для получения однородной структуры, как показано в непатентном документе 4, основой технологии становится термообработка, исходя из единственной аустенитной фазы. Кроме того, чтобы достичь прочности и пластичности, непатентный документ 4 раскрывает также метод, в котором контроль структуры металла проводится путем регулирования охлаждения после горячей прокатки, контролируются также выделения, и контролируется перестройка структуры, в результате получают подходящие содержания феррита и бейнита.

В то же время патентный документ 1 раскрывает способ, в котором контролируются температура в конце горячей прокатки, степень обжатия и температурный диапазон чистовой прокатки, облегчается рекристаллизация аустенита, подавляется формирование текстуры прокатки, и разупорядочиваются ориентации кристаллов, в результате улучшается прочность, пластичность и возможность раздачи отверстий.

Документы уровня техники

Патентные документы

Патентный документ 1: выложенная публикация японского патента, № 2009-263718

Непатентные документы

Непатентный документ 1: Kishida, Nippon Steel Technical Report (1999) No. 371, p. 13

Непатентный документ 2: O. Matsumura et al., Trans. ISIJ (1987) vol. 27, p. 570

Непатентный документ 3: Kato et al., Steelmaking Research (1984) vol. 312, p. 41

Непатентный документ 4: K. Sugimoto et al., ISIJ International (2000) Vol. 40, p. 920

Описание изобретения

Проблемы, стоящие перед изобретением

Как описано выше, основной причиной ухудшения способности к локальной деформации являются различные неоднородности: разница твердости между структурами, неметаллические включения, развитая текстура прокатки и подобное. Наиболее существенной из них является разница твердости между структурами, описанная в указанном выше непатентном документе 3, в качестве другого эффективного определяющего фактора можно назвать развитую текстуру прокатки, описанную в патентном документе 1. Эти факторы взаимодействуют сложным образом и определяют способность к локальной деформации стального листа. Таким образом, для максимального расширения границ локальной деформируемости путем контроля текстуры осуществляют комбинированный контроль структуры, и необходимо как можно полнее устранить неоднородности, обусловленные разницей твердости между структурами.

Таким образом, настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с отличной способностью к локальной деформации, а также к способу его получения, способному улучшить локальную пластичность высокопрочного стального листа и способному улучшить анизотропию стального листа, создавая структуру металла, в которой доля поверхности бейнита составляет 95% или больше, а также контролируя текстуру.

Средства для решения проблем

Согласно описанным выше традиционным знаниям, улучшение возможности раздачи отверстий, сгибаемости и подобного осуществлялось путем контроля включений, уменьшения размера выделений, гомогенизацией структуры, превращением структур в однофазные, уменьшением разницы твердости между структурами и подобными мерами. Однако этого недостаточно, и в высокопрочном стальном листе, в который добавлены Nb, Ti и подобное, проблемой является эффект анизотропии. Это приводит к тому, что приходится жертвовать другими факторами формоизменения, направление, в котором берется заготовка перед деформированием, ограничено, и тому подобное, и применение также ограничено.

Таким образом, авторы настоящего изобретения, чтобы улучшить возможность раздачи отверстий и способность к обработке сгибанием, сосредоточили в последнее время свое внимание на эффекте текстуры стального листа и проверили и подробно исследовали этот функциональный эффект. В результате авторы обнаружили, что при управлении интенсивностями соответствующих ориентаций особой группы ориентаций кристалла резко повышается способность к локальной деформации без значительного снижения удлинения и прочности. Следует подчеркнуть, что авторы выявили также, что расширение границ способности к локальной деформации путем контроля текстуры базируется в значительной степени на структуре стали - металлической структуре, в которой доля бейнита установлена больше или равной 95%, и таким образом, границы способности к локальной деформации максимально расширяются благодаря тому, что обеспечивается прочность стали. Кроме того, авторы выявили, что в структуре, в которой контролируются интенсивности соответствующих ориентаций особой группы ориентаций кристалла, на локальную пластичность сильно влияет размер «единица зеренной структуры».

Обычно в структуре, в которой комбинированы фазы, образующиеся при низкой температуре (бейнит, мартенсит и подобное), определение границ кристаллических зерен весьма неоднозначно, и их количественный анализ затруднен. Напротив, авторы настоящего изобретения обнаружили, что проблему количественного анализа кристаллических зерен можно решить, если определить "единицу зеренной структуры" кристаллических зерен следующим образом.

Термин "единица зеренной структуры" кристаллических зерен, используемый в настоящем изобретении, определяется следующим образом при анализе ориентаций в стальном листе методом EBSP (Electron Back Scattering Pattern - диаграмма обратного рассеяния электронов). Так, например, при анализе ориентаций в стальном листе методом EBSP, ориентации измеряют при увеличении 1500 с шагом измерения 0,5 мкм или меньше, и положение, в котором разориентация между соседними измеренными точками превышает 15°, устанавливается как граница между кристаллическими зернами. Таким образом, область, окруженная этой границей, определяется как "единица зеренной структуры" кристаллических зерен.

Для определенной таким образом единицы зеренной структуры кристаллических зерен устанавливают диаметр эквивалентной сферы d и объем кристаллических зерен каждой единицы зеренной структуры рассчитывают по формуле 4πd³/3. Затем рассчитывают средневзвешенный объем и получают средний объемный диаметр (Mean Volume Diameter).

Настоящее изобретение сделано на основе описанных ранее сведений, и его суть заключается в следующем.

[1] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, содержащий, в мас.%,

C: не менее 0,02% и не более 0,20%;

Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;

Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;

P: не менее 0,001% и не более 0,15%;

S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;

Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;

N: не менее 0,0005% и не более 0,01% и

O: не менее 0,0005% и не более 0,01%;

причем суммарное содержание Si+Al меньше 1,0%, и

остальное составляют железо и неизбежные примеси,

в котором:

- доля поверхности бейнита в структуре металла составляет 95% или больше,

- в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности листа на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, среднее значение полюсной плотности группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, представляемой соответствующими ориентациями кристаллов {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>, составляет 4,0 или меньше, и полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> меньше или равна 5,0, и

- средний объемный диаметр кристаллических зерен в структуре металла меньше или равен 7 мкм.

[2] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], в котором в кристаллических зернах бейнита доля кристаллических зерен, у которых отношение длины dL в направлении прокатки к длине dt в направлении толщины листа, dL/dt, меньше или равно 3,0, составляет 50% или больше.

[3] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], содержащий, кроме того, один, два или более элементов из (в мас.%):

Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%,

Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%,

V: не менее 0,001% и не более 1,0%, и

W: не менее 0,001% и не более 1,0%.

[4] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], содержащий, кроме того, один, два или более элементов из (в мас.%):

B: не менее 0,0001% и не более 0,0050%,

Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%,

Cr: не менее 0,001% и не более 2,0%,

Cu: не менее 0,001% и не более 2,0%,

Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%,

Co: не менее 0,0001% и не более 1,0%,

Sn: не менее 0,0001% и не более 0,2%,

Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%, и

As: не менее 0,0001% и не более 0,50%.

[5] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], содержащий, кроме того, один, два или более элементов из (в мас.%):

Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%,

REM: не менее 0,0001% и не более 0,1%, и

Ca: не менее 0,0001% и не более 0,010%

(здесь REM=редкоземельный металл).

[6] Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации, по пункту [1], поверхность которого способом погружения в горячий расплав покрыта слоем гальванического покрытия или слоем легированного гальванического покрытия.

[7] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, в котором,

- стальную заготовку, содержащую (в мас.%):

C: не менее 0,02% и не более 0,20%;

Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;

Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;

P: не менее 0,001% и не более 0,15%;

S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;

Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;

N: не менее 0,0005% и не более 0,01%; и

O: не менее 0,0005% и не более 0,01%;

причем суммарное содержание Si+Al меньше 1,0%, и

остальное составляют железо и неизбежные примеси,

подвергают этапам, включающим:

- первую горячую прокатку со степенью обжатия 40% или выше один или более раз в температурном диапазоне не ниже 1000°C и не выше 1200°C;

- установку диаметра аустенитных зерен 200 мкм или меньше посредством первой горячей прокатки;

- вторую горячую прокатку со степенью обжатия 30% или больше в один проход по меньшей мере один раз в диапазоне температур не ниже (T1+30°C) и не выше (T1+200°C), где температура T1 определена выражением (1) ниже;

- установку полной степени обжатия при второй горячей прокатке 50% или больше;

- конечное обжатие при степени обжатия 30% или больше на второй горячей прокатке и затем запуск первичного охлаждения таким образом, чтобы время ожидания t (сек) удовлетворяло выражению (2) ниже;

- установку средней скорости охлаждения при первичном охлаждении 50°C/сек или больше и проведение первичного охлаждения так, чтобы изменение температуры составляло не менее 40°C и не более 140°C;

- холодную прокатку со степенью обжатия не менее 30% и не более 70%;

- выдерживание в течение 1-300 сек в диапазоне температур от Ae₃ до 950°C;

- вторичное охлаждение при средней скорости охлаждения не менее 10°C/сек и не более 200°C/сек в диапазоне температур от Ae₃ до 500°C; и

- перестаривающую термообработку с выдерживанием не менее t2 сек, где t2 удовлетворяет выражению (4) ниже, и не более 400 сек в диапазоне температур не ниже 350°C и не выше 500°C, где

T1(°C)=850+10·(C+N) Mn+350·Nb+250·Ti+40·B+10·Cr+100·Mo+100·V	(1),
t≤2,5 t1	(2),

где t1 получается из выражения (3) ниже:

t1=0,001·(Tf-T1)·P1/100)2-0,109·((TfT1)·P1/100)+3,1

(3),

при этом в выражении (3) Tf означает температуру стальной заготовки, полученную после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и P1 означает степень обжатия при конечном обжатии на 30% или более,

log(t2)=0,0002(T2-425)2+1,18

(4),

причем T2 означает температуру перестаривания, и максимальное значение t2 установлено на 400.

[8] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего отличную способность к локальной деформации, по п. [7], причем полная степень обжатия в температурном диапазоне ниже T1+30°C меньше или равна 30%.

[9] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем время ожидания t (сек) удовлетворяет, кроме того, выражению (2a) ниже:

t<t1

(2a)

[10] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем время ожидания t (сек) удовлетворяет, кроме того, выражению (2b) ниже:

t1≤t≤t1×2,5

(2b)

[11] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем первичное охлаждение начинают между клетями прокатного стана.

[12] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], причем когда после холодной прокатки проводится нагревание до температурной области (от Ae₃ до 950°C), средняя скорость нагрева от температуры не ниже комнатной и не выше 650°C устанавливается на значение HR1 (°C/сек), определяемое выражением (5) ниже, а средняя скорость нагревания от температуры выше 650°C до диапазона (от Ae₃ до 950°C) устанавливается на значение HR2 (°C/сек), определяемое выражением (6) ниже.

HR1≥0,3	(5)
HR2≤0,5×HR1	(6)

[13] Способ получения высокопрочного холоднокатаного стального листа с отличной способностью к локальной деформации, по п. [7], включающий, кроме того, покрытие поверхности слоем гальванического покрытия или слоем легированного гальванического покрытия путем погружения в горячий расплав.

Эффект от изобретения

Согласно настоящему изобретению, можно получить высокопрочный холоднокатаный стальной лист с отличной способностью к локальной деформации изгибом, отличной возможностью отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и подобного благодаря контролю текстуры и структуры стали в листе.

Краткое описание чертежей

Фиг. 1 показывает соотношение между средним значением полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и отношением "толщина листа/минимальный радиус изгиба".

Фиг. 2 показывает соотношение между полюсной плотностью ориентации кристаллов {332}<113> и отношением толщина листа/минимальный радиус изгиба.

Фиг. 3 показывает соотношение между числом этапов прокатки с обжатием 40% или больше при черновой прокатке и диаметром аустенитных зерен в черновом прокате.

Фиг. 4 показывает соотношение между степенью обжатия в диапазоне температур от (T1+30°C) до (T1+200°C) и средним значением полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110>.

Фиг. 5 показывает соотношение между степенью обжатия в диапазоне от T1+30 до T1+200°C и полюсной плотностью ориентации кристаллов {332}<113>.

Фиг. 6 показывает поясняющую схему, иллюстрирующую линию непрерывной горячей прокатки.

Фиг. 7 показывает соотношение между прочностью и возможностью раздачи отверстий для сталей по настоящему изобретению и сравнительных сталей.

Фиг. 8 показывает соотношение между прочностью и способностью к изгибу для сталей по настоящему изобретению и сравнительных сталей.

Варианты осуществления изобретения

Далее содержание настоящего изобретения будет изложено подробно.

Ориентация кристаллов

Сначала будут даны пояснения относительно среднего значения полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и полюсной плотности ориентации кристаллов {332}<113> в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности листа на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа.

В холоднокатаном стальном листе по настоящему изобретению среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> и полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, являются особенно важными характеристиками.

Как показано на фиг. 1, если провести рентгеновскую дифракцию в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, чтобы получить полюсную плотность соответствующих ориентаций, среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> меньше 4,0, и можно удовлетворить условию "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5", которое установлено недавно для механической обработки каркасной детали. Дополнительно, если в структуре стали фракция бейнита составляет 95% или больше, удовлетворяется отношение "толщина листа/радиус изгиба ≥2,5". Если требуется также способность к раздаче отверстий и низкая ограниченная сгибаемость, желательно, чтобы среднее значение полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110> было меньше 3,0.

Если это значение составляет 4,0 или больше, анизотропия механических свойств стального листа становится очень сильной, и, кроме того, способность к локальной деформации улучшается лишь в определенном направлении, а в других направлениях материала значительно ухудшается, приводя к невозможности удовлетворить условию "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5". С другой стороны, если это значение становится меньше 0,5, чего трудно достичь в обычном современном процессе непрерывной горячей прокатки, проблемой становится ухудшение способности к локальной деформации.

В эту группу ориентаций входят ориентации {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>.

Полюсная плотность является синонимичной степени разупорядочности интенсивности рентгеновского излучения. Полюсная плотность (степень разупорядочности интенсивности рентгеновского излучения) является численным значением, получаемым измерением интенсивностей рентгеновского излучения стандартного образца, не обладающего преимущественной ориентацией, и опытного образца в тех же или близких условиях методом рентгеновской дифрактометрии, и делением полученной интенсивности рентгеновского излучения опытного образца на интенсивность рентгеновского излучения стандартного образца. Эту полюсную плотность можно измерить любым из методов: рентгеновской дифракции, EBSP (Electron Back Scattering Pattern, диаграмма обратного рассеяния электронов) и ECP (Electron Channeling Pattern, каналирование электронов).

Что касается полюсной плотности группы ориентаций с {100}<011> по {223}<110>, то, например, полюсные плотности соответствующих ориентаций {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110> получаются из трехмерной текстуры (ODF), рассчитанной способом разложения в ряд, используя несколько (предпочтительно три или больше) полюсных фигур из фигур {110}, {100}, {211} и {310}, измеренных этим способом, рассчитывается среднее арифметическое этих полюсных плотностей, тем самым получая полюсную плотность вышеописанной группы ориентаций. При этом, если невозможно получить интенсивности всех вышеописанных ориентаций, в качестве замены можно использовать также среднее арифметическое полюсной плотности соответствующих ориентаций {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>.

Например, для полюсной плотности каждой из описанных выше ориентаций кристаллов можно использовать как есть каждую из интенсивностей (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] и (223)[1-10] в сечении трехмерной текстуры под углом ϕ2=45°.

Далее, по аналогичным причинам полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> для плоскости листа в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, должна быть меньше или равна 5,0, как показано на фиг. 2. Пока она составляет 3,0 или меньше, что желательно, удовлетворяется отношение "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5", требуемое в настоящее время для обработки каркасной детали. Кроме того, если в структуре стали фракция бейнита составляет 95% или больше, удовлетворяется условие "толщина листа/радиус изгиба ≥2,5". С другой стороны, когда полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> больше 5,0, становится очень сильной анизотропия механических свойств стального листа, и, кроме того, способность к локальной деформации улучшается лишь в определенном направлении, но в других направлениях материал значительно ухудшается, приводя к невозможности надежно удовлетворить условию "толщина листа/радиус изгиба ≥1,5". С другой стороны, если это значение становится меньше 0,5, чего трудно достичь в обычном современном процессе непрерывной горячей прокатки, ухудшается способность к локальной деформации.

Причина, почему полюсные плотности вышеописанных ориентаций кристаллов важны для характеристик стабилизации формы во время гибочных работ, не является вполне очевидной, но она связана по логике с характером скольжения кристалла во время деформации изгибом.

При подготовке образца для рентгеновской дифракции, способом EBSP или способом ECP толщину стального листа уменьшают от поверхности до заданного значения путем механического шлифования или подобного. Затем деформацию удаляют химическим полированием, электролитическим полированием или подобным, и образец готовят таким образом, чтобы получить в качестве подходящей плоскости для измерений плоскость, находящуюся от поверхности в интервале от 5/8 до 3/8 толщины листа. Например, кусочек стали диаметром 30 мм, вырезанный из места, находящегося от поверхности на расстоянии 1/4 или 3/4 ширины W листа, растирают тонкой полировкой (средняя шероховатость по осевой линии Ra: 0,4a-1,6a). Затем путем химического полирования или электролитического полирования снимают напряжения и получают образец, готовый для проведения рентгеновской дифракции. Что касается направления по ширине листа, кусок стали предпочтительно берется из стального листа на расстоянии 1/4 или 3/4 от края.

Само собой разумеется, полюсная плотность удовлетворяет вышеописанному ограниченному диапазону полюсной плотности не только в центральной по толщине части листа, отстоящей от поверхности на расстояние от 5/8 до 3/8 толщины листа, но также в максимально возможном числе положений по толщине, тем самым дополнительно улучшаются характеристики локальной пластичности (локальное удлинение). Однако, измерения проводятся в диапазоне от 5/8 до 3/8 от поверхности стального листа, чтобы тем самым можно было представить свойства материала всего стального листа в целом. Поэтому в качестве диапазона измерений задается диапазон 5/8-3/8 толщины листа.

В этой связи, ориентация кристаллов, представленная в виде {hkl}<uvw>, означает, что направление нормали к плоскости стального листа параллельно <hkl>, а направление прокатки параллельно <uvw>. Что касается ориентации кристаллов, обычно ориентация, перпендикулярная плоскости листа, обозначается как [hkl] или {hkl}, а ориентация, параллельная направлению прокатки, обозначается как (uvw) или <uvw>. Обозначения {hkl} и <uvw> являются обычными обозначениями для эквивалентных плоскостей, и каждый из [hkl] и (uvw) указывает на отдельную кристаллографическую плоскость. Так, в настоящем изобретении целевой является объемно-центрированная кубическая структура, поэтому, например, плоскости (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) и (-1-1-1) являются эквивалентными, так что различить их невозможно. В таком случае все эти ориентации обобщенно обозначаются как {111}. В представлении ODF [hkl](uvw) используется также для обозначения ориентаций других низкосимметричных кристаллических структур, таким образом, принято представлять каждую ориентацию в виде [hkl](uvw), но в настоящем изобретении [hkl](uvw) и {hkl}<uvw> являются синонимичными. Измерение ориентации кристаллов с помощью рентгеновского излучения проводится в соответствии со способом, описанным, например, Cullity в Elements of X-ray Diffraction (новое издание, опубликовано в 1986, переведено MATSUMURA, Gentaro, опубликовано AGNE Inc.) на станицах 274-296.

Средний объемный диаметр кристаллических зерен

Авторы настоящего изобретения тщательно исследовали контроль текстуры горячекатаного стального листа. В результате было найдено, что при условии, что текстура контролируется, как описано выше, эффект кристаллических зерен в единице зеренной структуры на локальную пластичность оказывается очень большим, и кристаллические зерна измельчаются, что позволяет достичь резкого улучшении локальной пластичности. При этом, как описано выше, "единица зеренной структуры" кристаллических зерен определяется при анализе ориентаций стального листа методом EBSP таким образом, что положение, в котором разориентация превышает 15°, принимается за границу кристаллических зерен.

Как и выше, причина, почему улучшается локальная пластичность, не ясна. Однако, можно предположить, что когда текстура стального листа становится рандомизированной (случайной), и кристаллические зерна измельчаются, подавляется локальная концентрация деформаций на микронном порядке, повышается гомогенизация деформации, и деформация однородно распределяется на размерах порядка микрона.

Поскольку присутствуют более крупные кристаллические зерна, хотя их число и мало, ухудшение локальной пластичности усиливается. Поэтому за размер кристаллических зерен принят не просто средний размер, а средний объемный диаметр, определенный как средневзвешенный по объему, который сильно коррелирует с локальной пластичностью. Чтобы получить этот эффект, средний объемный диаметр кристаллических зернен должен быть меньше или равен 7 мкм. Желательно, чтобы он составлял 5 мкм или меньше, чтобы обеспечить возможность раздачи отверстий на более высоком уровне. В этой связи, способ измерения кристаллических зерен такой же, как описано выше.

Характеристики равноосности кристаллических зерен

Стремясь получить улучшенную локальную пластичность, авторы настоящего изобретения обнаружили также, что при отличной равноосности кристаллических зерен, при условии, что удовлетворяются описанная выше текстура и размер кристаллических зерен, улучшается локальная пластичность. В качестве показателя, указывающего на эту равноосность кристаллических зерен, выраженных через единицу зеренной структуры, выбрано, что доля зерен с отличной равноосностью, у которых dL/dt (отношение длины L кристаллических зерен в направлении холодной прокатки к длине dt в направлении толщины листа) меньше или равно 3,0, должна составлять по меньшей мере 50% или больше от всех бейнитных зерен.

Химический состав

Далее будут описаны условия, ограничивающие содержание компонентов. При этом проценты (%) при каждом содержании является массовыми процентами (мас.%).

C: не менее 0,02% и не более 0,20%

Нижний предел содержания C устанавливается 0,02%, чтобы иметь 95% или больше бейнита в структуре стали. Далее, C является элементом, повышающим прочность, поэтому его содержание предпочтительно устанавливается 0,025% или больше, чтобы обеспечить прочность. С другой стороны, когда содержание C превышает 0,20%, иногда ухудшается свариваемость, и иногда очень ухудшается обрабатываемость из-за увеличения доли твердых структур, поэтому установлен верхний предел 0,20%. Кроме того, когда содержание C превышает 0,10%, ухудшается обрабатываемость, так что содержание C предпочтительно устанавливается на уровне 0,10% или меньше.

Si: не менее 0,001% и не более 2,5%

Si является действенным элементом для повышения механической прочности стального листа, но когда содержание Si становится больше 2,5%, ухудшается обрабатываемость, и возникают поверхностные дефекты, поэтому это значение устанавливается как верхний предел. Далее, если содержание Si слишком велико, ухудшаются характеристики химической конверсионной обработки, поэтому предпочтительно устанавливаются содержание Si 1,20% или меньше. С другой стороны, на практике сложно получить в стали содержание Si ниже 0,001%, поэтому это значение устанавливается как нижний предел.

Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%

Mn также является действенным элементом для повышения механической прочности стального листа, но когда содержание Mn становится больше 4,0%, ухудшается обрабатываемость, поэтому это значение устанавливается как верхний предел. С другой стороны, на практике сложно получить в стали содержание Mn ниже 0,01%, поэтому это значение устанавливается как нижний предел. Кроме того, если помимо Mn не добавляются в достаточной степени такие элементы, как Ti, который подавляет образование горячих трещин, вызванное S, желательно добавлять Mn в количестве, удовлетворяющем условию Mn/S ≥20 масс.%. Далее, Mn является элементом, который при увеличении содержания расширяет область температур аустенита в сторону низких температур, улучшает закаливаемость и облегчает образование структур при превращении при непрерывном охлаждении, имеющих отличную обрабатываемость для снятия заусенцев. Этот эффект плохо проявляется при содержании Mn ниже 1%, поэтому желательно добавлять 1% или больше.

P: не менее 0,001% и не более 0,15%

S: не менее 0,0005% и не более 0,03%

Что касается верхних пределов P и S, содержание P устанавливается 0,15% или меньше, а содержание S 0,03% или меньше, соответственно. Это делается для того, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей или холодной прокатки. Нижние пределы содержаний P и S устанавливаются 0,001% для P и 0,0005% S, как величины, применимые в современном общем рафинировании (в том числе вторичном рафинировании).

Al: не менее 0,001% и не более 2,0%

Для раскисления добавляют 0,001% или больше Al. Если требуется достаточное раскисление, предпочтительно добавить 0,01% или больше. Далее, Al является также элементом, значительно повышающим температуру превращения из γ в α. Однако, если его слишком много, ухудшается свариваемость, поэтому устанавливают верхний предел 2,0%. Предпочтительно его устанавливают на уровне 1,0% или меньше.

N: не менее 0,0005% и не более 0,01%

O: не менее 0,0005% и не более 0,01%

N и O являются примесями, и содержание обоих устанавливают 0,01% или меньше, чтобы предотвратить ухудшение обрабатываемости. Нижние пределы содержаний обоих элементов устанавливают на уровне 0,0005%, что достижимо при современном общем рафинировании (в том числе вторичном рафинировании). Однако, предпочтительно устанавливать верхние пределы 0,001% или больше, чтобы ослабить чрезмерное повышение расходов на выплавку стали.

Si+Al: менее 1,0%

Когда содержится слишком много Si и Al, подавляется выделение цементита при перестаривающей обработке, и доля остаточного аустенита становится слишком большой, так что полное количество добавленных Si и Al устанавливается менее 1%.

Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%

Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%

V: не менее 0,001% и не более 1,0%

W: не менее 0,001% и не более 1,0%

Далее, когда прочность достигается в результате дисперсионного твердения, предпочтительно образовывать мелкие карбонитриды. Для достижения дисперсионного твердения эффективно добавлять Ti, Nb, V и W, и может содержаться один, два или более из этих элементов.

Чтобы получить этот эффект добавлением Ti, Nb, V и W, необходимо добавить 0,001% Ti, 0,001% Nb, 0,001% или более V и 0,001% или более W. Когда дисперсионное твердение особенно необходимо, желательно добавлять 0,01% или более Ti, 0,005% или более Nb, 0,01% или более V и 0,01% или более W. Однако если добавить их слишком много, повышения прочности больше не происходит и, кроме того, подавляется рекристаллизация после горячей прокатки, так что становится затруднительным осуществлять контроль ориентации кристаллов после отжига холоднокатаной стали, так что необходимо устанавливать содержание Ti 0,20% или меньше, содержание Nb 0,20% или меньше, содержание V 1,0% или меньше и содержание W 1,0% или меньше.

B: не менее 0,0001% и не более 0,0050%

Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%

Cr: не менее 0,001% и не более 2,0%

Cu: не менее 0,001% и не более 2,0%

Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%

Co: не менее 0,0001% и не более 1,0%

Sn: не менее 0,0001% и не более 0,2%

Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%

As: не менее 0,0001% и не более 0,50%

Когда прочность обеспечивают повышением закаливаемости структуры, чтобы осуществить регулирование второй фазы, эффективно добавить один, два или более элементов из B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr и As. Чтобы получить этот эффект, необходимо добавить 0,0001% или больше B, 0,001% или больше каждого из Mo, Cr, Cu и Ni и 0,0001% или больше каждого из Co, Sn, Zr и As. Однако, если их добавить слишком много, обрабатываемость, напротив, ухудшится, так что верхний предел B устанавливают на 0,0050%, верхний предел Mo на 1,00%, верхний предел каждого из Cr, Cu и Ni на 2,0%, верхний предел Co на 1,0%, верхний предел каждого из Sn и Zr на 0,2% и верхний предел As на 0,50%.

Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%

REM: не менее 0,0001% и не более 0,1%

Ca: не менее 0,0001% и не более 0,010%

Mg, REM и Ca являются важными элементами, которые следует добавлять для улучшения локальной способности к формоизменению и для того, чтобы сделать включения безвредными. Чтобы получить этот эффект, нижний предел каждого из них установлен на 0,0001%. С другой стороны, чрезмерное добавление ведет к ухудшению чистоты, так что в качестве верхнего предела было принято 0,010% для Mg, 0,1% для REM и 0,010% для Ca.

Структура металла

Далее будет описана структура металла холоднокатаного стального листа по настоящему изобретению.

Структура металла холоднокатаного стального листа по настоящему изобретению имеет долю поверхности бейнита 95% или больше, предпочтительно бейнит является единственной фазой. Это объясняется тем, что когда структура металла состоит из бейнита, можно достичь прочности и возможности раздачи отверстий. Кроме того, эта структура создается в результате превращения при относительно высокой температуре, так что при получении стали нет необходимости охлаждать ее до низкой температуры, и эта структура является предпочтительной также и в отношении стабильности материала и производительности.

В качестве баланса допускается 5% или меньше проэвтектоидного феррита, перлита, мартенсита и остаточного аустенита. Проэвтектоидный феррит не создает проблем, если только он достаточно отвержден дисперсионно, но проэвтектоидный феррит иногда становится мягким в зависимости от химического состава, и когда его доля становится больше 5%, возможность раздачи отверстий слегка снижается из-за разницы твердости с бейнитом. Кроме того, когда доля перлита становится больше 5%, иногда ухудшаются прочность и обрабатываемость. Когда доля мартенсита и остаточного аустенита, который должен быть преобразован в мартенсит под действием деформации, становится больше или равной 1% и больше 5%, соответственно, граница раздела между бейнитом и более твердой структурой, чем бейнит, становит