Горячекатаный стальной лист и способ его получения

Горячекатаный стальной лист и способ его получения

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники, к которой относится изобретение

[0001] Настоящее изобретение относится к высокопрочному горячекатаному стальному листу, реализующему превосходную равномерную деформируемость, способствующую растяжимости, способности к вытяжке или подобному, и превосходную локальную деформируемость, способствующую сгибаемости, способности к загибанию кромки при растяжении, формуемости при отбортовке отверстий или подобному; а также относится к способу его получения. В частности, настоящее изобретение относится к стальному листу, включающему двухфазную (DP-Dual Phase) структуру.

Испрашивается приоритет заявки на патент Японии 2011-117432, поданной 25 мая 2011 г., содержание которой включено в настоящее описание посредством ссылки.

Предпосылки изобретения

[0002] С целью подавления выделения газообразного диоксида углерода из автомобиля делались попытки снижения массы кузова автомобиля благодаря использованию высокопрочного стального листа. Более того, с точки зрения обеспечения безопасности пассажира предпринимались попытки использовать высокопрочный стальной лист для кузова автомобиля вдобавок к листу из мягкой стали. Однако для дальнейшего снижения массы кузова автомобиля в будущем приемлемый уровень прочности высокопрочного стального листа должен быть повышен по сравнению с традиционным уровнем. Более того, с целью использования высокопрочного стального листа для деталей подвески или подобного кузова автомобиля, помимо равномерной деформируемости, должна быть также улучшена локальная деформируемость, способствующая формуемости при отбортовке отверстий или подобному.

[0003] Однако, в целом, при повышении прочности стального листа формуемость (деформируемость) снижается. Например, в непатентном Документе 1 описано, что равномерное удлинение, которое является важным для вытяжки или растяжения, снижается в результате упрочнения стального листа.

[0004] В непатентном Документе 2, напротив, описан способ, который обеспечивает равномерное удлинение посредством создания металлографической структуры стального листа даже при одинаковой прочности.

[0005] Кроме того, в непатентном Документе 3 описан способ контроля металлографической структуры, который улучшает локальную пластичность, представляющую сгибаемость, расширяемость отверстий или формуемость при отбортовке отверстий, посредством контроля над включениями, контроля над микроструктурой до одной фазы и снижения разницы в твердости между микроструктурами. Согласно непатентному Документу 3 микроструктуру стального листа контролируют до одной фазы посредством контроля над микроструктурой, улучшая таким образом локальную деформируемость, способствующую расширяемости отверстий или подобному. Однако с целью контроля над микроструктурой до одной фазы термическая обработка из аустенитной единой фазы является основным способом получения, как описано в непатентном Документе 4.

[0006] Кроме того, в непатентном Документе 4 описана методика, удовлетворяющая требованиям как к прочности, так и к пластичности стального листа посредством регулирования охлаждения после горячей прокатки с целью контроля над металлографической микроструктурой, в частности, с целью получения желаемой морфологии выделяющихся фаз и трансформирующихся структур и получения соответствующей фракции феррита и бейнита. Однако все методики, описанные выше, представляют собой способы улучшения локальной деформируемости, которые основаны на контроле над микроструктурой и на которые в большой степени влияет формирование микроструктуры основы.

[0007] В качестве релевантного способа известен также способ, который улучшает свойства материала стального листа посредством повышения обжатия при непрерывной горячей прокатке с целью уменьшения размера зерен. Например, в непатентном Документе 5 описана методика улучшения прочности и вязкости стального листа посредством сильного обжатия при прокатке в рамках сравнительно низкого температурного диапазона с целью уменьшения размера зерен феррита, который является первичной фазой продукта, в результате трансформирования нерекристаллизованного аустенита в феррит. Однако в непатентном Документе 5 способ улучшения локальной деформируемости, обеспечиваемый настоящим изобретением, не обсуждается вовсе.

Документы, относящиеся к предшествующему уровню техники

Непатентные документы

[0008] [Непатентный документ 1] Kishida: Nippon Steel Technical Report No.371 (1999), p.13.

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

[Непатентный документ 3] Katoh et al: Steel-manufacturing Studies, vol.312 (1984), p.41.

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

[Непатентный документ 5] NFG product introduction by NAKAYMA STEEL WORKS, LTD.

Раскрытие изобретения

Техническая задача

[0009] Как упомянуто выше, фактом является то, что методика, которая одновременно обеспечивала бы высокую прочность стального листа и два таких ее свойства, как равномерная деформируемость и локальная деформируемость, не найдена. Например, для того, чтобы улучшить локальную деформируемость высокопрочного стального листа, необходимо установить контроль над микроструктурой, в том числе над включениями. Однако, поскольку такое улучшение основано на контроле над микроструктурой, необходимо проконтролировать фракцию или морфологию микроструктуры, такую как выделяющиеся фазы, феррит или бейнит, поэтому металлографическая структура основы ограничена. Поскольку металлографическая структура основы ограничена, затруднительным является не только улучшение локальной деформируемости, но и одновременное улучшение прочности и локальной деформируемости.

[0010] Целью настоящего изобретения является разработка горячекатаного стального листа, реализующего высокую прочность, превосходную равномерную деформируемость, превосходную локальную деформируемость и небольшую ориентационную зависимость (анизотропию) формуемости в результате контроля над текстурой и контроля размера или морфологии зерен, помимо металлографической структуры основы; а также разработка способа его получения. Здесь, в настоящем описании, прочность в основном представляет собой прочность на растяжение, при этом высокая прочность означает прочность, составляющую 440 МПа или более, при указании прочности на растяжение (TS). Кроме того, в настоящем изобретении получение высокой прочности, превосходной равномерной деформируемости и превосходной локальной деформируемости означает одновременное удовлетворение всем следующим условиям: TS≥440 (единицы: МПа), TS×u-EL≥7000 (единицы: МПа·%), TS×λ≥30000 (единицы: МПа·%) и d/RmC≥1 (безразмерная величина) с использованием характеристических значений прочности на растяжение (TS), равномерного удлинения (u-EL), соотношения (λ) расширения отверстия и d/RmC, который представляет собой отношение толщины d к минимальному радиусу RmC сгибания в направлении С.

Решение поставленной задачи

[0011] Как описано выше, в релевантных способах улучшение локальной деформируемости, способствующее расширяемости отверстий, сгибаемости или подобному, обеспечивалось контролем над включениями, измельчением выделяющихся фаз, гомогенизированием микроструктуры, контролем над микроструктурой до одной фазы, уменьшением разницы в твердости между микроструктурами или подобным. Однако основная составляющая микроструктуры должна быть ограничена только вышеописанными способами. Кроме того, введение элемента, в значительной степени способствующего повышению прочности, такого как соответственно Nb или Ti, с целью улучшения прочности может привести к существенному повышению анизотропии. Соответственно, другие факторы формуемости должны быть отменены или направления должны отсутствовать до ограничения формования, в результате чего такое применение сужается. С другой стороны, равномерная деформируемость может быть улучшена посредством диспергирования твердых фаз, таких как мартенсит, в металлографической структуре.

[0012] Для получения высокой прочности и улучшения как равномерной деформируемости, способствующей растяжимости или подобному, так и локальной деформируемости, способствующей расширяемости отверстий, сгибаемости или подобному, авторы настоящего изобретения заново сосредоточились на влиянии текстуры стального листа, помимо контроля над фракцией или морфологией металлографических структур стального листа, и подробно изучили и исследовали их действие и эффективность. В результате, авторы настоящего изобретения обнаружили, что, контролируя химический состав, металлографическую структуру и текстуру, представленную полюсными плотностями каждой ориентации специфической группы ориентаций кристаллов в стальном листе, можно получить высокую прочность; локальная деформируемость существенно улучшается благодаря балансу величин Лэнкфорда (Lankford) (величины r) в направлении прокатки, в направлении (направление С) под углом 90° к направлению прокатки, в направлении под углом 30° к направлению прокатки или в направлении под углом 60° к направлению прокатки, при этом равномерная деформируемость также сохраняется благодаря дисперсии твердых фаз, таких как мартенсит.

[0013] Настоящее изобретение включает следующие аспекты.

(1) Горячекатаный стальной лист согласно одному аспекту настоящего изобретения включает, в качестве химического состава стального листа, в масс.%: С: от 0,01% до 0,4%; Si: от 0,001% до 2,5%; Mn: от 0,001% до 4,0%; Al: от 0,001% до 2,0%; P: ограничен до 0,15% или менее; S: ограничен до 0,03% или менее; N ограничен до 0,01% или менее; O: ограничен до 0,01% или менее, а баланс состоит из Fe и неизбежных загрязняющих примесей, при этом: средняя полюсная плотность ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110>, которая представляет собой полюсную плотность, представленную средним арифметическим полюсных плотностей каждой ориентации кристаллов {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>, составляет от 1,0 до 5,0, а полюсная плотность ориентации кристалла {332}<013> составляет от 1,0 до 4,0 на центральном участке толщины с диапазоном толщины от 5/8 до 3/8, исходя от поверхности стального листа; при этом стальной лист включает, в виде металлографической структуры, множество зерен и включает, в % по площади, в целом от 30% до 99% феррита и бейнита, и от 1% до 70% мартенсита; а при определении доли площади мартенсита в виде fM в % по площади средний размер зерен мартенсита обозначен как dia в мкм, среднее расстояние между зернами мартенсита обозначено как dis в мкм, и прочность на растяжение стального листа обозначена как TS в МПа, удовлетворяются следующее выражение 1 и следующее выражение 2:

dia≤13 мкм (выражение 1)

TS/fM×dis/dia≥500 (выражение 2).

(2) Горячекатаный стальной лист по п.(1) может дополнительно включать, в качестве химического состава, в масс.%, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mo: от 0,001% до 1,0%; Cr: от 0,001% до 2,0%; Ni: от 0,001% до 2,0%; Cu: от 0,001% до 2,0%; B: от 0,0001% до 0,005%; Nb: от 0,001% до 0,2%; Ti: от 0,001% до 0,2%; V: от 0,001% до 1,0%; W: от 0,001% до 1,0%; Ca: от 0,0001% до 0,01%; Mg: от 0,0001% до 0,01%; Zr: от 0,0001% до 0,2%; редкоземельный металл (РЗМ): от 0,0001% до 0,1%; As: от 0,0001% до 0,5%; Co: от 0,0001% до 1,0%; Sn: от 0,0001% до 0,2%; Pb: от 0,0001% до 0,2%; Y: от 0,0001% до 0,2% и Hf: от 0,0001% до 0,2%.

(3) В горячекатаном стальном листе по п.(1) или (2) среднеобъемный диаметр зерен может составлять от 5 мкм до 30 мкм.

(4) В горячекатаном стальном листе по п.(1) или (2) средняя полюсная плотность ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> может составлять от 1,0 до 4,0, а полюсная плотность ориентации кристаллов {332}<113> может составлять от 1,0 до 3,0.

(5) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(4) при обозначении большой оси мартенсита как La, а малой оси мартенсита как Lb, доля площади мартенсита, удовлетворяющая следующему выражению 3, может составлять от 50% до 100% по сравнению с долей площади fM мартенсита:

La/Lb≤5,0 (выражение 3).

(6) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(5) стальной лист может включать, в виде металлографической структуры, в % по площади, от 30% до 99% феррита.

(7) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(6) стальной лист может включать, в виде металлографической структуры, в % по площади, от 5% до 80% бейнита.

(8) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(7) стальной лист может содержать отпущенный мартенсит в мартенсите.

(9) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(8) доля площади крупных зерен, имеющих размер более 35 мкм, может составлять от 0% до 10% среди зерен в металлографической структуре стального листа.

(10) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(9) твердость Н феррита может удовлетворять следующему выражению 4:

H<200+30×[Si]+21×[Mn]+270[P]+78×[Nb]^1/2+108×[Ti]^1/2

(выражение 4).

(11) В горячекатаном стальном листе по любому из пп.(1)-(10) при измерении твердости феррита или бейнита, который является основной фазой, в 100 точках или более результат деления стандартного отклонения твердости на среднюю твердость может составлять 0,2 или менее.

(12) Способ получения горячекатаного стального листа согласно аспекту настоящего изобретения включает: первую горячую прокатку стали в температурном диапазоне от 1000°С до 1200°С при условии, что прокатка включает в себя по меньшей мере один проход, степень обжатия при котором составляет 40% или более, таким образом, чтобы контролировать средний размер зерен аустенита в стали до 200 мкм или менее, при этом сталь включает, в качестве химического состава, в масс.%: С: от 0,01% до 0,4%; Si: от 0,001% до 2,5%; Mn: от 0,001% до 4,0%; Al: от 0,001% до 2,0%; P: ограничен до 0,15% или менее; S: ограничен до 0,03% или менее; N ограничен до 0,01% или менее; O: ограничен до 0,01% или менее, а баланс состоит из Fe и неизбежных загрязняющих примесей; вторую горячую прокатку стали в таких условиях, что при обозначении температуры, рассчитанной согласно следующему выражению 5, как Т1 в °С, и температуры ферритного превращения, рассчитанной согласно следующему выражению 6, как Ar₃ в °С, предусмотрен проход с высоким обжатием, степень обжатия при котором составляет 30% или более, в температурном диапазоне от Т1+30°С до Т1+200°С, суммарное обжатие в температурном диапазоне от Т1+30°С до Т1+200°С составляет 50% или более, суммарное обжатие в интервале температур Ar₃ до уровня ниже Т1+30°С ограничено до 30% или менее, а температура окончания прокатки равна Ar₃ или выше; первое охлаждение стали в таких условиях, что при обозначении времени ожидания от окончания конечного прохода в проходе с высоким обжатием до начала охлаждения в виде t в секундах время ожидания t удовлетворяет приведенному ниже уравнению 7, средняя скорость охлаждения составляет 50°С/секунду или более, изменение температуры при охлаждении, которая представляет собой разницу между температурой стали в начале охлаждения и температурой стали в конце охлаждения, составляет 40°С-140°С, при этом температура стали по окончании охлаждения составляет Т1+100°С или менее; второе охлаждение стали до температурного диапазона от 600°С до 800° со средней скоростью охлаждения от 15°С/секунду до 300°С/секунду после окончания второй горячей прокатки; выдерживание стали в температурном диапазоне от 600°С до 800°С в течение от 1 секунды до 15 секунд; третье охлаждение стали до температуры в диапазоне от комнатной температуры до 350°С со средней скоростью охлаждения от 50°С/секунду до 300°С/секунду после окончания выдерживания; сматывание стали в рулон в температурном диапазоне от комнатной температуры до 350°С,

Т1=850+10×([C]+[N])×[Mn] (выражение 5),

в котором [C], [N] и [Mn] представляют соответственно массовое процентное содержание С, N и Mn.

Ar₃=879,4-516,1×[C]-65,7×[Mn]+38,0×[Si]+274,7×[P]

(выражение 6),

в котором [C], [Mn], [Si] и [P] представляют соответственно массовое процентное содержание С, Mn, Si и Р.

t≤2,5×t1 (выражение 7),

в котором t1 представлено следующим выражением 8:

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

(выражение 8),

в котором Tf представляет собой температуру по Цельсию стали в конце конечного прохода, а Р1 собой представляет процентную величину обжатия при конечном проходе.

(13) В способе получения горячекатаного стального листа по п.(12) сталь может дополнительно включать, в качестве химического состава, в масс.%, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mo: от 0,001% до 1,0%; Cr: от 0,001% до 2,0%; Ni: от 0,001% до 2,0%; Cu: от 0,001% до 2,0%; B: от 0,0001% до 0,005%; Nb: от 0,001% до 0,2%; Ti: от 0,001% до 0,2%; V: от 0,001% до 1,0%; W: от 0,001% до 1,0%; Ca: от 0,0001% до 0,01%; Mg: от 0,0001% до 0,01%; Zr: от 0,0001% до 0,2%; РЗМ: от 0,0001% до 0,1%; As: от 0,0001% до 0,5%; Co: от 0,0001% до 1,0%; Sn: от 0,0001% до 0,2%; Pb: от 0,0001% до 0,2%; Y: от 0,0001% до 0,2% и Hf: от 0,0001% до 0,2%, при этом температура, рассчитанная в соответствии со следующим выражением 9, может быть заменена температурой, рассчитанной в соответствии с выражением 5 как Т1:

Т1=850+10×([C]+[N])×[Mn]+350×[Nb]+250×[Ti]+40×[B]+10×[Cr]+100×[Mo]+100×[V] (выражение 9),

в котором [C], [N], [Mn], [Nb], [Ti], [B], [Cr], [Mo] и [V] представляют соответственно массовое процентное содержание С, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo и V.

(14) В способе получения горячекатаного стального листа по п.(12) или (13) время ожидания t может дополнительно удовлетворять следующему выражению 10:

0≤t<t1 (выражение 10).

(15) В способе получения горячекатаного стального листа по п.(12) или (13) время ожидания t может дополнительно удовлетворять следующему выражению 11:

t1≤t≤t1×2,5 (выражение 11).

(16) В способе получения горячекатаного стального листа по любому из пп.(12)-(15) во время первой горячей прокатки могут быть осуществлены по меньшей мере две стадии прокатки, степень обжатия которых составляет 40% или более, а средний размер зерен аустенита может быть проконтролирован до 100 мкм или менее.

(17) В способе получения горячекатаного стального листа по любому из пп.(12)-(16) второе охлаждение может быть начато в течение 3 секунд после окончания второй горячей прокатки.

(18) В способе получения горячекатаного стального листа по любому из пп.(12)-(17) во время второй горячей прокатки повышение температуры стали между проходами может составлять 18°С или менее.

(19) В способе получения горячекатаного стального листа по любому из пп.(12)-(18) конечный проход прокатки листа в интервале температур от Т1+30°С до Т1+200°С может представлять собой проход с высоким обжатием.

(20) В способе получения горячекатаного стального листа по любому из пп.(12)-(19) во время выдерживания сталь может выдерживаться в температурном диапазоне от 600°С до 680°С в течение периода от 3 секунд до 15 секунд.

(21) В способе получения горячекатаного стального листа по любому из пп.(12)-(20) первое охлаждение может быть осуществлено в промежутке между клетями прокатного стана.

Предпочтительные эффекты изобретения

[0014] Согласно вышеизложенным аспектам настоящего изобретения может быть получен горячекатаный стальной лист, реализующий высокую прочность, превосходную равномерную деформируемость, превосходную локальную деформируемость и невысокую анизотропию даже при введении такого элемента, как Nb или Ti.

Краткое описание чертежей

[0015] ФИГ.1 показывает взаимосвязь между средней полюсной плотностью D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> и d/RmC (толщина d/минимальный радиус изгиба RmC).

ФИГ.2 показывает взаимосвязь между полюсной плотностью D2 ориентации кристаллов и d/RmC.

Подробное описание предпочтительных вариантов осуществления изобретения

[0016] Далее горячекатаный стальной лист согласно варианту воплощения настоящего изобретения описан подробно. Вначале приведено описание полюсной плотности ориентации кристаллов горячекатаного стального листа.

[0017] Средняя полюсная плотность D1 ориентации кристаллов: от 1,0 до 5,0

Полюсная плотность D2 ориентации кристаллов: от 1,0 до 4,0

В горячекатаном стальном листе согласно варианту воплощения в качестве полюсных плотностей двух видов ориентации кристаллов контролируют среднюю полюсную плотность D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> (в дальнейшем называемую «средней полюсной плотностью») и полюсную плотность D2 ориентации кристаллов {332}<113> на центральном участке толщины, представляющем собой диапазон толщины от 5/8 до 3/8 (в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины от поверхности стального листа вдоль нормального направления (направление глубины) стального листа), относительно сечения по толщине (его нормальный вектор соответствует нормальному направлению), которое параллельно направлению прокатки.

[0018] В данном варианте воплощения средняя полюсная плотность D1 является особенно важной характеристикой (интеграция ориентации и степень развития текстуры) текстуры (ориентация кристаллов зерен в металлографической структуре). Здесь средняя полюсная плотность D1 представляет собой плотность, которая представлена средним арифметическим полюсных плотностей каждой ориентацией кристаллов {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>.

[0019] Отношение интенсивности дифракции электронов или интенсивности рентгеновской дифракции для каждой ориентации к интенсивности произвольно выбранного образца получают, осуществляя анализ картин дифракции обратно рассеянных электронов (EBSD) или рентгеновскую дифракцию центрального участка толщины вышеупомянутого сечения, диапазон толщины которого составляет от 5/8 до 3/8, при этом средняя полюсная плотность D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> может быть получена на основании каждого соотношения интенсивности.

[0020] В том случае, если средняя полюсная плотность D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> составляет 5,0 или менее, d/RmC (параметр, в котором толщину d делят на минимальный радиус изгиба RmC (изгиб в направлении С)) должен составлять 1,0 или более, что является минимальным требованием для работающих деталей подвески или деталей рамы. В частности, такое условие представляет собой требование о том, чтобы прочность на растяжение TS, степень расширения отверстия λ и полное удлинение EL предпочтительно удовлетворяли условиям TS×λ≥30000 и TS×EL≥14000, которые являются двумя условиями, необходимыми для деталей подвески кузова автомобиля.

[0021] Кроме того, в том случае, если средняя полюсная плотность D1 составляет 4,0 или менее, отношение (Rm45/RmC) минимального радиуса изгиба Rm45 в 45°-ном направлении к минимальному радиусу изгиба RmC в направлении С снижается, при этом данное соотношение является параметром ориентационной зависимости (изотропии) формуемости, причем может обеспечиваться превосходная локальная деформируемость, которая не зависит от направления изгиба. Как упомянуто выше, средняя полюсная плотность D1 может составлять 5,0 или менее, предпочтительно - 4,0 или менее. При необходимости получения еще более высокой расширяемости отверстий или малых величин критического изгиба средняя полюсная плотность D1 более предпочтительно может составлять менее 3,5, а еще более предпочтительно - менее 3,0.

[0022] В том случае, если средняя полюсная плотность D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> составляет более 5,0, анизотропия механических свойств стального листа существенно повышается. В результате, несмотря на то, что локальная деформируемость улучшается только в специфическом направлении, локальная деформируемость в направлении, отличном от специфического направления, существенно снижается. Поэтому в таком случае стальной лист не может удовлетворять выражению d/RmC≥1,0.

[0023] С другой стороны, в том случае, если средняя полюсная плотность D1 составляет менее 1,0, локальная деформируемость может быть снижена. Соответственно, средняя полюсная плотность D1 может предпочтительно составлять 1,0 или более.

[0024] Кроме того, по таким же причинам полюсная плотность D2 ориентации кристаллов {333}<113> на центральном участке толщины, которая равна диапазону толщины от 5/8 до 3/8, может составлять 4,0 или менее. Такое условие необходимо для того, чтобы стальной лист удовлетворял выражению d/RmC≥1,0 и, в частности, чтобы прочность на растяжение TS, степень расширения отверстия λ и полное удлинение EL предпочтительно удовлетворяли выражениям TS×λ≥30000 и TS×EL≥14000, которые являются двумя условиями, необходимыми для деталей подвески кузова автомобиля.

[0025] Более того, в том случае, если полюсная плотность D2 составляет 3,0 или менее, TS×λ или d/RmC может быть улучшена еще больше. Полюсная плотность D2 может предпочтительно составлять 2,5 или менее, более предпочтительно - 2,0 или менее. В том случае, если полюсная плотность D2 составляет более 4,0, анизотропия механических свойств стального листа существенно повышается. В результате, несмотря на то, что локальная деформируемость улучшается только в специфическом направлении, локальная деформируемость в направлении, отличном от специфического направления, существенно снижается. Поэтому в таком случае стальной лист не может удовлетворять выражению d/RmC≥1,0.

[0026] С другой стороны, в том случае, если средняя полюсная плотность D2 составляет менее 1,0, локальная деформируемость может быть снижена. Соответственно, полюсная плотность D2 ориентации кристаллов {332}<113> может предпочтительно составлять 1,0 или более.

[0027] Полюсная плотность синонимична рентгеновскому отношению интенсивности в произвольном направлении. Рентгеновское отношение интенсивности в произвольном направлении может быть получено следующим образом. Интенсивность дифракции (рентгеновской или электронной) стандартного образца, который не имеет текстуры специфической ориентации, и интенсивность дифракции испытуемого материала измеряют рентгеновским дифракционным способом в одинаковых условиях. Рентгеновское отношение интенсивности в произвольном направлении получают, деля интенсивность дифракции испытуемого материала на интенсивность дифракции стандартного образца. Полюсная плотность может быть измерена с помощью рентгеновской дифракции, дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD) или изображения картины каналирования электронов (ЕСР). Например, средняя полюсная плотность D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> может быть получена следующим образом. Полюсную плотность каждой ориентации от {100}<110>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110> получают, исходя из трехмерной текстуры (ODF: функции распределения ориентации), которую рассчитывают методом разложения в ряд, используя несколько полюсных фигур {100}, {100}, {211} и {310}, измеренных вышеупомянутыми способами. Среднюю полюсную плотность D1 получают, рассчитывая арифметическое среднее полюсных плотностей.

[0028] Что касается образцов, предназначенных для рентгеновской дифракции, EBSD и ЕСР, толщина стального листа может быть уменьшена до заданного уровня посредством механического полирования или подобного, механическое напряжение может быть снято химическим полированием, электролитическим полированием или подобным, образцы могут быть отобраны таким образом, чтобы соответствующая поверхность, имеющая диапазон толщины от 5/8 до 3/8, представляла собой поверхность измерения, после чего полюсная плотность может быть измерена вышеупомянутыми способами. Что касается поперечного направления, предпочтительно отбирать образцы поблизости от 1/4 или 3/4 положений толщины (точка, на 1/4 ширины стального листа удаленная от бокового края стального листа).

[0029] При достижении вышеуказанных полюсных плотностей на многих других участках толщины стального листа, помимо центрального участка толщины, локальная деформируемость улучшается еще больше. Однако, поскольку текстура на центральном участке толщины существенно влияет на анизотропию стального листа, свойства материала центрального участка толщины примерно представляют свойства материала всего стального листа. Соответственно, желательными являются средняя полюсная плотность D1 ориентационной группы от {100}<011> до {223}<110> и полюсная плотность D2 ориентации кристаллов {332}<113> на центральном участке толщины от 5/8 до 3/8.

[0030] В данном описании {hkl}<uvw> означает, что нормальное направление поверхности листа параллельно <hkl>, а направление прокатки параллельно <uvw> при отборе образца вышеописанным способом. Кроме того, в принципе, в ориентации кристалла ориентация, перпендикулярная поверхности листа, представлена как (hkl) или {hkl}, а ориентация, параллельная направлению прокатки, представлена как [uvw] или <uvw>. {hkl}<uvw> означает совместные эквивалентные плоскости, а (hkl)[uvw] означает каждую кристаллическую плоскость. В частности, поскольку данный вариант воплощения нацелен на объемно-центрированную кубическую (ОЦК) структуру, например, плоскости (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) и (-1-1-1) являются эквивалентными и не могут быть классифицированы. В таком случае ориентацию обобщенно называют {111}. Поскольку выражение ODF также используют для выражения ориентаций других кристаллических структур, имеющих низкую симметрию, каждая ориентация обычно представлена как (hkl)[uvw] в выражении ODF. Однако в данном варианте воплощения {hkl}<uvw> и (hkl)[uvw] синонимичны.

[0031] Далее следует описание металлографической структуры горячекатаного стального листа согласно данному варианту воплощения.

[0032] Металлографическая структура горячекатаного стального листа согласно данному варианту воплощения по существу должна представлять собой двухфазную (DP) структуру, которая включает множество зерен, включает феррит и/или бейнит в виде первичной (основой) фазы и включает мартенсит в виде вторичной (дополнительной) фазы. Прочность и равномерная деформируемость могут быть повышены посредством диспергирования мартенсита, который представляет собой вторичную фазу и твердую фазу, в феррите или бейните, которые представляют собой основную фазу и реализуют превосходную деформируемость. Улучшение равномерной деформируемости достигается за счет повышения уровня механического упрочнения благодаря тонкому диспергированию мартенсита, который представляет собой твердую фазу в металлографической структуре. Более того, в данном случае феррит или бейнит включают полигональный феррит и бейнитный феррит.

[0033] Горячекатаный стальной лист согласно данному варианту воплощения включает остаточный аустенит, перлит, цементит, многочисленные включения или подобное в микроструктуре, помимо феррита, бейнита и мартенсита. Предпочтительно, чтобы содержание структур, отличных от феррита, бейнита и мартенсита, было ограничено, в % по площади, до диапазона от 0% до 10%. Более того, при сохранении аустенита в микроструктуре охрупчивание при вторичной обработке или длительное разрушение усиливаются. Соответственно, за исключением остаточного аустенита, составляющего примерно 5% по площади, который неизбежно присутствует, предпочтительно по существу не вводить остаточный аустенит.

[0034] Доля площади феррита и бейнита, которые представляют собой основную фазу: от 30% до менее чем 99%

Феррит и бейнит, которые представляют собой основную фазу, являются сравнительно мягкими и реализуют превосходную деформируемость. В том случае, если доля площади феррита и бейнита составляет в целом 30% или более, достигаются как равномерная деформируемость, так и локальная деформируемость горячекатаного стального листа согласно данному варианту воплощения. Более предпочтительно, доля площади феррита и бейнита может в целом составлять, в % по площади, 50% или более. С другой стороны, в том случае, если доля площади феррита и бейнита в целом составляет 99% или более, прочность и равномерная деформируемость стального листа снижаются.

[0035] Доля площади феррита, который представляет собой основную фазу, может составлять от 30% до 99%. Контролируя долю площади феррита, который обеспечивает сравнительно высокую деформируемость, в диапазоне от 30% до 99%, предпочтительно может быть повышена пластичность (деформируемость) в балансе между прочностью и пластичностью (деформируемостью) стального листа. В частности, феррит способствует улучшению равномерной деформируемости.

[0036] В качестве альтернативы, доля площади бейнита, который представляет собой основную фазу, может составлять от 5% до 80%. Контролируя долю площади бейнита, который обеспечивает сравнительно высокую прочность, в диапазоне от 5% до 80%, предпочтительно можно повысить прочность в балансе между прочностью и пластичностью (деформируемостью) стального листа. Повышение доли площади бейнита, который представляет собой более твердую фазу, чем феррит, приводит к улучшению прочности стального листа. Кроме того, бейнит, твердость которого не сильно отличается от твердости мартенсита по сравнению с ферритом, подавляет возникновение пустот на границе между мягкой фазой и твердой фазой и улучшает расширяемость отверстий.

[0037] Доля площади fM мартенсита: от 1% до 70%

В результате диспергирования (распределения) мартенсита, который представляет собой дополнительную фазу и является твердой фазой, прочность и равномерная деформируемость металлографической структуры могут быть улучшены. В том случае, если доля площади мартенсита составляет менее 1%, диспергирование твердой фазы является недостаточным, уровень механического упрочнения повышается и равномерная деформируемость снижается. Доля площади мартенсита может предпочтительно составлять 3% или более. С другой стороны, в том случае, если доля площади мартенсита составляет более 70%, доля площади твердой фазы является избыточной, и деформируемость стального листа существенно снижается. В соответствии с балансом между прочностью и деформируемостью доля площади мартенсита может составлять 50% или менее. Доля площади мартенсита может предпочтительно составлять 30% или менее. Более предпочтительно, доля площади мартенсита может составлять 20% или менее.

[0038] Диаметр среднего размера зерен мартенсита: 13 мкм или менее

В том случае, если средний размер зерен мартенсита составляет более 13 мкм, равномерная деформируемость стального листа может быть снижена и локальная деформируемость может быть также снижена. Считается, что равномерное удлинение снижается из-за того, что вклад в механическое упрочнение снижается при крупном среднем размере зерен мартенсита, и что локальная деформируемость снижается из-за того, что поблизости от крупных зерен мартенсита легко возникают пустоты. Средний размер зерен мартенсита предпочтительно может составлять менее 10 мкм. Более предпочтительно, средний размер зерен мартенсита может составлять 7 мкм или менее.

[0039] Отношение TS/fM×dis/dia: 500 или более

Более того, в результате подробного исследования, проведенного авторами настоящего изобретения, было установлено, что при определении прочности на растяжение, обозначенной как TS (прочность на растяжение) в МПа, доли площади мартенсита, обозначенной как fM (доля мартенсита) в %, среднего расстояния между зернами мартенсита, обозначенного как dis (расстояние) в мкм, и среднего размера зерен мартенсита, обозначенного как dia (диаметр) в мкм, равномерная деформируемость стального листа может быть предпочтительно улучшена в том случае, если отношение между TS, fM, dis и dia удовлетворяет следующему выражению 1:

TS/fM×dis/dia≥500 (выражение 1).

[0040] В том случае, если соотношение TS/fM×dis/dia составляет менее 500, равномерная деформируемость стального листа может быть существенно снижена. Физический смысл выражения 1 остается неясным. Однако считается, что упрочнение при механической обработке происходит более эффект