Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, и способ его изготовления

Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, и способ его изготовления

Иллюстрации

Показать все

Реферат

[Область техники, к которой относится изобретение]

[0001] Настоящее изобретение относится к высокопрочному горячекатаному стальному листу, имеющему превосходную локальную деформируемость для гибки, отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и тому подобного и к способу его изготовления.

Настоящая заявка основана на предшествующей Японской Патентной Заявке № 2011-089250, поданной 13 апреля 2011 года, и испрашивает приоритет согласно указанной заявке, полное содержание которой включено в настоящее описание посредством ссылки.

[Уровень техники]

[0002] Для сокращения выбросов газообразного диоксида углерода из автомобилей стимулировалось снижение веса кузовов автомобильных транспортных средств с использованием высокопрочных стальных листов. Кроме того, чтобы также обеспечить безопасность пассажиров также в возрастающем масштабе использовался высокопрочный стальной лист для кузова автомобильных транспортных средств, в дополнение к листу из мягкой стали.

[0003] Чтобы содействовать снижению веса кузовов автомобильных транспортных средств, в дальнейшем необходимо повышать применяемый уровень прочности высокопрочного стального листа в большей степени, чем обычно. Для применения высокопрочного стального листа, например, в деталях нижней части кузова должна быть повышена локальная деформируемость для снятия грата.

[0004] Однако, когда прочность стального листа в целом возрастает, снижается формуемость, и, как описано в Непатентном Документе 1, снижается равномерное относительное удлинение, важное для вытяжки и выгибания. В отличие от этого, в Непатентном Документе 2 представлен способ обеспечения равномерного относительного удлинения даже при одинаковой прочности путем создания сложной металлографической структуры стального листа.

[0005] При этом также раскрыт метод регулирования металлографической структуры стального листа, который повышает локальную деформируемость, которая проявляется в изгибании, расширении отверстия и снятии грата. Непатентный Документ 3 сообщает, что регулирование включений, делающее структуру однородной, и дополнительное снижение разности в величинах твердости между структурами являются эффективными для улучшения изгибаемости и способности к расширению отверстия. Тем самым улучшают способность к расширению отверстия, делая структуру однородной путем регулирования структуры.

[0006] Для достижения прогресса в плане прочности и пластичности Непатентный Документ 4 предлагает способ, в котором регулирование металлографической структуры (регулирование образования выделившихся фаз и контроль структурных превращений) выполняют регулированием условий охлаждения после горячей прокатки, тем самым получая надлежащие фракции проэвтектоидного феррита в качестве мягкой фазы и бейнита.

[0007] Между тем, Патентный Документ 1 раскрывает способ, в котором регулируют конечную температуру горячей прокатки, степень обжатия и температурный диапазон чистовой прокатки, стимулируют рекристаллизацию аустенита, подавляют развитие обусловленной прокаткой текстуры и делают беспорядочными кристаллографические ориентации, тем самым повышая прочность, пластичность и способность к расширению отверстия.

[Предшествующий уровень техники]

[Патентный Документ]

[0008] Патентный Документ 1: Японская Выложенная Патентная Публикация № 2009-263718.

[Непатентный Документ]

[0009] Непатентный Документ 1: автор Kishida, журнал «Nippon Steel Technical Report» (1999), № 371, стр. 13.

Непатентный Документ 2: авторы O. Matsumura и др., журнал «Trans. ISIJ» (1987), том 27, стр. 570.

Непатентный Документ 3: авторы Kato и др., журнал «Steelmaking Research» (1984), том 312, стр. 41.

Непатентный Документ 4: авторы K. Sugimoto и др., журнал «ISIJ International» (2000), том 40, стр. 920.

[Сущность изобретения]

[Проблемы, разрешаемые изобретением]

[0010] Основным фактором ухудшения локальной деформируемости является «неоднородность» разности величин твердости между структурами, неметаллические включения, развитая текстура прокатки и тому подобные. Среди них наиболее действенный фактор представляет собой «разность величин твердости между структурами», раскрытую в Непатентном Документе 3. Кроме того, эффективным фактором регулирования является «развитая текстура прокатки», представленная в Патентном Документе 1.

[0011] Эти факторы сочетаются сложным образом и определяют локальную деформируемость стального листа. Для максимизации улучшенного предела локальной деформируемости путем контроля текстуры выполняют регулирование структуры сложным образом, причем необходимо устранить «неоднородность», обусловливаемую «разностью величин твердости между структурами», в такой мере, насколько возможно.

[0012] Настоящее изобретение предоставляет высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, обеспечивающую повышение локальной пластичности высокопрочного стального листа, а также улучшение анизотропии в стальном листе путем превращения структуры стали в металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, наряду с контролем текстуры, и способ его изготовления.

[Средства разрешения задачи]

[0013] Согласно традиционным представлениям улучшения способности к расширению отверстия, изгибаемости и тому подобного производились регулированием включений, созданием тонкодисперсных выделившихся фаз, гомогенизацией структуры, превращением структур в однофазное состояние, сокращением разности величин твердости между структурами и тому подобным путем. Однако этого недостаточно, чтобы осуществлять влияние на анизотропию высокопрочного стального листа, к которому добавлены Nb, Ti и тому подобные элементы. Это создает такие проблемы, что теряются другие структурообразующие элементы, ограничивается направление, по которому отбирается материал перед формованием, и тому подобное, и ограничивается применение высокопрочного стального листа.

[0014] Таким образом, для повышения способности к расширению отверстия и обрабатываемости в условиях гибки высокопрочного стального листа авторы настоящего изобретения сосредоточили внимание на эффекте текстуры стального листа, и исследовали, и подробно изучили этот эффект. В результате стало ясно, что путем регулирования интенсивностей ориентаций конкретных групп кристаллографических ориентаций локальная деформируемость резко повышается без существенного снижения относительного удлинения и прочности.

[0015] Момент, который следует особенно подчеркнуть, состоит в том, что авторы настоящего изобретения обнаружили, что повышенный предел локальной деформируемости при контроле текстуры в огромной степени соотносится со структурой стали, и структура стали оказывается металлографической структурой, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, тем самым делая возможной максимизацию повышенного предела локальной деформируемости при том, что обеспечивается прочность стали.

[0016] Дополнительно, авторы настоящего изобретения нашли, что в структуре, в которой контролируются интенсивности ориентаций конкретной группы кристаллографических ориентаций, локальная пластичность в значительной мере обусловливается размером кристаллических зерен. В общем и целом, в структуре, в которой смешаны образуемые при низкой температуре фазы (бейнит, мартенсит и тому подобные), определение кристаллических зерен является чрезвычайно нечетким, и их количественная оценка является затруднительной.

[0017] В отличие от этого, авторы настоящего изобретения нашли, что можно разрешить проблему количественной оценки кристаллических зерен, если определить «зеренный блок» кристаллических зерен следующим образом.

[0018] «Зеренный блок» кристаллических зерен, определяемый в настоящем изобретении, находят следующим образом в анализе ориентаций стального листа с помощью метода EBSP (анализа дифракционной картины обратно-отраженных электронов). То есть в анализе ориентаций стального листа методом EBSP, например, ориентации измеряют при 1500-кратных увеличениях с шагом измерения 0,5 мкм или менее, и положение, в котором разориентация между соседними точками измерения превышает 15º, приписывают границе между кристаллическими зернами. Затем область, окруженную этой границей, определяют как «зеренный блок» кристаллических зерен.

[0019] В отношении кристаллических зерен в зеренном блоке, определенном таким образом, получают диаметр d эквивалентной окружности, и объем кристаллических зерен каждого зеренного блока получается равным 4/3πd³. Затем рассчитывают средневзвешенный объем и получают среднеобъемный диаметр (Среднеобъемный Диаметр).

[0020] Настоящее изобретение выполнено на основе вышеописанного знания, и его сущность состоит в следующем.

[0021]

[1] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, содержит:

в % по массе,

С: не менее 0,07% 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%;

Р: 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%;

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

остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями, причем доля площади бейнита в металлографической структуре составляет 95% или более,

причем в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, представленной соответствующими кристаллографическими ориентациями {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, и {223}<110>, составляет 4,0 или менее, и полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет 5,0 или менее, и

среднеобъемный диаметр кристаллических зерен в металлографической структуре составляет 10 мкм или менее.

[2] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], в котором

в отношении кристаллических зерен бейнита содержание кристаллических зерен, в которых отношение длины dL в направлении прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt равно 3,0 или менее, составляет 50% или более.

[3] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:

элемент одного типа или двух или более типов из

в % по массе,

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 горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:

элемент одного типа или двух или более типов из

в % по массе,

В: 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%,

Со: 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 горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:

элемент одного типа или двух или более типов из

в % по массе,

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

REM (редкоземельные элементы): не менее 0,0001% и не более 0,1%, и

Са: не менее 0,0001% и не более 0,010%.

[6] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость, который включает стадии, в которых:

на стальной заготовке, содержащей:

в % по массе,

С: не менее 0,07% 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%;

Р: 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%;

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

остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями,

выполняют первую горячую прокатку, в которой проводят прокатку со степенью обжатия 40% или более один раз или более в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С;

регулируют диаметр аустенитного зерна на величину 200 мкм или менее первой горячей прокаткой;

выполняют вторую горячую прокатку, в которой проводят прокатку со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз в температурном диапазоне не ниже, чем температура Т1 + 30°С, и не выше, чем Т1 + 200°С, согласно нижеприведенному Выражению (1);

регулируют сумму степеней обжатия при второй горячей прокатке на 50% или более;

выполняют конечное обжатие при степени обжатия 30% или более во второй горячей прокатке и затем начинают первичное охлаждение таким образом, чтобы время выдержки t секунд удовлетворяло нижеприведенному Выражению (2);

регулируют среднюю скорость охлаждения в первичном охлаждении на 50°С/секунду или более и выполняют первичное охлаждение таким образом, чтобы изменение температуры происходило в диапазоне не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С;

начинают вторичное охлаждение после завершения первичного охлаждения;

выполняют охлаждение до температуры в диапазоне не ниже температуры точки Ае₃ - 50°С и не выше 700°С, со средней скоростью охлаждения 15°С/секунду или более при вторичном охлаждении; и

выполняют намотку в рулон при температуре от выше 350ºC до 650°С, причем

T1 (°С)=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 согласно нижеприведенному Выражению (3):

t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)²-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1...(3), где в вышеуказанном Выражении (3) Tf представляет температуру стальной заготовки, полученной после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и Р1 представляет степень обжатия при конечном обжатии на уровне 30% или более.

[7] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором

сумма степеней обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С составляет 30% или менее.

[8] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором

время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2а):

t<t1... (2а)

[9] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором

время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2b):

t1≤t≤t1×2,5..... (2b)

[10] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором первичное охлаждение начинают между прокатными клетями.

[Эффект изобретения]

[0022] Согласно настоящему изобретению возможно создание высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость, необходимую для гибки, отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и тому подобного, и пригодного для изготовления автомобильных деталей и тому подобных, контролированием текстуры и структуры стали стального листа.

[0023] [ФИГ. 1] ФИГ. 1 представляет вид, показывающий взаимосвязь между средним значением полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> и соотношением «толщина листа/минимальный радиус изгиба»;

[ФИГ. 2] ФИГ. 2 представляет вид, показывающий взаимосвязь между полюсной плотностью кристаллографической ориентации {332}<113> и соотношением «толщина листа/минимальный радиус изгиба»;

[ФИГ. 3] ФИГ. 3 представляет вид, показывающий взаимосвязь между числом прокаток при степени обжатия 40% или более в черновой прокатке и диаметром аустенитного зерна в черновой прокатке;

[ФИГ. 4] ФИГ. 4 представляет вид, показывающий взаимосвязь между степенью обжатия при температуре от Т1 + 30 до Т1 + 200°С и средним значением полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>;

[ФИГ. 5] ФИГ. 5 представляет вид, показывающий взаимосвязь между степенью обжатия при температуре от Т1 + 30 до Т1 + 200°С и полюсной плотностью кристаллографической ориентации {332}<113>;

[ФИГ. 6] ФИГ. 6 представляет пояснительный вид технологической линии непрерывной горячей прокатки;

[ФИГ. 7] ФИГ. 7 представляет вид, показывающий взаимосвязь между прочностью и способностью к расширению отверстия соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей; и

[ФИГ. 8] ФИГ. 8 представляет вид, показывающий взаимосвязь между прочностью и изгибаемостью соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей.

[Вариант осуществления изобретения]

[0024] Далее будет разъяснено содержание настоящего изобретения.

[0025] (Кристаллографическая ориентация)

Будет разъяснено среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> и полюсной плотности кристаллографической ориентации {332}<113> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа.

[0026] В высокопрочном горячекатаном стальном листе согласно настоящему изобретению (который далее иногда будет называться «стальным листом согласно настоящему изобретению») особенно важную характеристическую величину представляет среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа.

[0027] Когда измерение рентгеновской дифракции выполняют в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, для получения отношений интенсивностей соответствующих ориентаций на произвольном образце, как показано в ФИГ. 1, найдено, что среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> составляет менее 4,0, удовлетворяется соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5», которое требуется для обработки каркасной детали. В дополнение, найдено, что, когда структура стали представляет собой металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, удовлетворяется соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥2,5».

[0028] Когда требуются способность к расширению отверстия и мало ограниченная изгибаемость, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> желательно составляет менее 3,0.

[0029] Когда вышеописанное среднее значение составляет 4,0 или более, становится исключительно высокой анизотропия механических характеристик стального листа, и дополнительно улучшается локальная деформируемость в конкретном направлении, но по направлению, отличному от конкретного направления, материал значительно ухудшается, приводя к тому, что становится невозможным удовлетворение отношения «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5». С другой стороны, когда вышеописанное среднее значение становится меньшим, чем 0,5, что является труднодостижимым в современном общем процессе непрерывной горячей прокатки, возникает проблема ухудшения локальной деформируемости.

[0030] В группу ориентаций от {100}<011> до {223}<110> входят ориентации {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>.

[0031] Полюсная плотность синонимична отношению произвольных интенсивностей рентгеновского излучения. Полюсная плотность (отношение произвольных интенсивностей рентгеновского излучения) представляет собой численное значение, полученное измерением интенсивностей рентгеновского излучения на стандартном образце, не имеющем скопления с конкретной ориентацией, и испытательного образца, в одних и тех же условиях с помощью рентгеновской дифрактометрии или тому подобного, и делением полученной интенсивности рентгеновского излучения от испытательного образца на интенсивность рентгеновского излучения стандартного образца. Эта полюсная плотность может быть измерена любым методом из рентгеновской дифракции, метода EBSP (анализ дифракционной картины обратно-отраженных электронов) и метода ECP (анализ картины каналирования электронов).

[0032] Что касается полюсной плотности группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, то, например, полюсные плотности соответствующих ориентаций {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110> получают из трехмерной текстуры (ODF, функция распределения ориентаций), рассчитанной методом разложения в ряд с использованием многочисленных (предпочтительно трех или более) полюсных фигур из полюсных фигур {110}, {100}, {211} и {310}, измеренных этим методом, и выводят среднее арифметическое этих полюсных плотностей, и тем самым получают полюсную плотность вышеописанной группы ориентаций. Между прочим, когда невозможно получить интенсивности всех вышеописанных ориентаций, в качестве подстановки также может быть использовано среднее арифметическое полюсных плотностей соответственных ориентаций из {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>.

[0033] Например, для полюсной плотности каждой из вышеописанных кристаллографических ориентаций может быть использована как таковая каждая интенсивность из (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] и (223)[1-10] при ϕ2=45º сечения в трехмерной текстуре.

[0034] По подобным же соображениям, полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> плоскости листа в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, должна составлять 5,0 или менее, как показано в ФИГ. 2. В той мере, насколько вышеописанная полюсная плотность составляет 5,0 или менее, может быть удовлетворено соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5», которое требуется для обработки каркасной детали. Желательно, чтобы вышеописанная полюсная плотность составляла 3,0 или менее. В дополнение, найдено, что, когда структура стального листа согласно настоящему изобретению представляет собой металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, удовлетворяется соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥2,5».

[0035] Когда полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет более 5,0, становится исключительно высокой анизотропия механических характеристик стального листа, и дополнительно улучшается локальная деформируемость по конкретному направлению, но по направлению, отличному от конкретного направления, материал значительно ухудшается, приводя к тому, что становится невозможным удовлетворение соотношения «толщина листа/радиус изгиба ≥2,5». С другой стороны, когда вышеописанная полюсная плотность становится менее 0,5, что является труднодостижимым в современном общем процессе непрерывной горячей прокатки, возникает проблема ухудшения локальной деформируемости.

[0036] Причина того, почему полюсные плотности кристаллографических ориентаций являются важными факторами для характеристики фиксации формы во время гибочной обработки, не обязательно является очевидной, но, будучи выведенной логическим путем, относится к характеристикам скольжения кристалла во время изгибной деформации.

[0037] Что касается образца, подвергаемого измерению рентгеновской дифракции, методом EBSP или методом ECP, то толщину стального листа сокращают до предварительно заданной толщины листа от поверхности механическим шлифованием или тому подобным способом. Затем устраняют напряжения химической полировкой, электролитической полировкой, или тому подобной, и изготавливают образец таким образом, что плоскостью измерения становится подходящая плоскость в области от 5/8 до 3/8 толщины листа. Например, на стальном образце с размером 30 мм в диаметре, вырезанном из положения в 1/4 W или 3/4 W ширины W листа, выполняют шлифование с тонкой полировкой (средняя шероховатость Ra по центральной линии профиля: от 0,4а до 1,5а). Затем устраняют напряжение химическим полированием или электролитическим полированием и изготавливают образец, который должен быть подвергнут измерению рентгеновской дифракции. Что касается направления по ширине листа, то желательно отбирать образец из стального листа в положении на 1/4 или 3/4 от концевого участка.

[0038] Разумеется, полюсная плотность удовлетворяет вышеописанному ограниченному диапазону полюсных плотностей не только в центральной области толщины листа, находящейся от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, но также во многих положениях по толщине листа, насколько возможно, и тем самым дополнительно улучшаются характеристика локальной пластичности (локальное относительное удлинение). Однако измерение проводят в диапазоне от 5/8 до 3/8 от поверхности стального листа, чтобы тем самым сделать возможным представление характеристики материала по всему стальному листу в целом. Таким образом, в качестве диапазона измерения предписывается область от 5/8 до 3/8 толщины листа.

[0039] Между прочим, кристаллографическая ориентация, представленная как {hkl}<uvw>, означает, что направление, перпендикулярное плоскости стального листа, является параллельным <hkl>, и направление прокатки параллельно <uvw>. В отношении кристаллографической ориентации, как правило, ориентация, перпендикулярная плоскости листа, представлена [hkl] или {hkl}, и ориентация, параллельная направлению прокатки, представлена (uvw) или <uvw>. Обозначения {hkl} и <uvw> представляют собой родовые термины для эквивалентных плоскостей, и каждое из обозначений [hkl] и (uvw) соответствует индивидуальной кристаллографической плоскости. То есть в настоящем изобретении целевой является объемно центрированная кубическая структура, и таким образом, например, плоскости (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) и (-1-1-1) являются эквивалентными до такой степени, что их невозможно различить. В таком случае эти ориентации совокупно обозначают как {111}. В ODF-представлении (функции распределения ориентаций) [hkl](uvw) также используется для выражения ориентаций других низкосимметричных кристаллических структур, и тем самым является общим выражением для каждой ориентации как [hkl](uvw), но в настоящем изобретении [hkl](uvw) и {hkl}<uvw> синонимичны друг другу. Измерение кристаллографической ориентации с помощью рентгеновского излучения выполняют согласно методу, описанному, например, автором Cullity в книге «Elements of X-Ray Diffraction» («Основы рентгеновской дифракции»), новое издание (опубликовано в 1986 году, перевод MATSUMURA, Gentaro, публикация фирмы AGNE Inc.), на страницах 274-296.

[0040] (Среднеобъемный диаметр кристаллических зерен)

Авторы настоящего изобретения обстоятельно исследовали контроль текстуры горячекатаного стального листа. В результате было найдено, что в условиях, когда текстуру контролируют, как описано выше, влияние кристаллических зерен в зеренном блоке на локальную пластичность является исключительно сильным, и кристаллические зерна делаются тонкодисперсными, тем самым обеспечивая возможность получения резкого повышения локальной пластичности. Между тем, как было описано выше, «зеренный блок» кристаллических зерен определяется таким образом, что положение, в котором разориентация превышает 15°, рассматривают как границу кристаллических зерен в анализе ориентаций стального листа методом EBSP.

[0041] Как было указано выше, причина того, почему улучшается локальная пластичность, не является очевидной. Однако, как предполагается, это обусловливается тем, что, когда текстура стального листа рандомизирована и кристаллические зерна получены тонкодисперсными, подавляется возникновение локальной концентрации напряжений микронного порядка, повышается однородность распределения деформаций, и напряжение равномерно рассеивается на микронном уровне.

[0042] Когда присутствуют более крупные кристаллические зерна, даже если их число невелико, становится значительным ухудшение локальной пластичности. Поэтому размер кристаллических зерен не представляет собой среднее значение ординарного размера, и среднеобъемный диаметр, определяемый как средневзвешенный объем, коррелирует с локальной пластичностью. Для получения эффекта повышения локальной пластичности среднеобъемный диаметр кристаллических зерен должен составлять 10 мкм или менее. Желательно, чтобы он был 7 мкм или менее, для обеспечения способности к расширению отверстия на более высоком уровне.

[0043] (Характеристика равноосности кристаллических зерен)

В результате дополнительного исследования локальной пластичности авторы настоящего изобретения нашли, что, когда характеристика равноосности кристаллических зерен является превосходной при условии, что удовлетворяются вышеописанная текстура и размер кристаллических зерен, локальная пластичность улучшается. В качестве показателя, описывающего характеристику равноосности кристаллических зерен, используют отношение длины dL по направлению прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt. Затем, для улучшения локальной пластичности, необходимо, чтобы по меньшей мере 50% или более из кристаллических зерен, имеющих превосходную характеристику равноосности, в которых отношение dL/dt составляет 3,0 или менее, были в числе всех бейнитных кристаллических зерен. Когда вышеописанные кристаллические зерна, имеющие превосходную характеристику равноосности, составляют менее 50% бейнитных кристаллических зерен, локальная пластичность ухудшается.

[0044] (Химический состав)

Далее будут разъяснены обоснования для ограничения химического состава стального листа согласно настоящему изобретению. Между прочим, «%» применительно к химическому составу означает «% по массе».

[0045] С: не менее 0,07% и не более 0,20%

Углерод (С) представляет собой элемент, повышающий прочность, и требуется в количестве 0,07 или более. Его содержание предпочтительно составляет 0,08% или более. С другой стороны, когда содержание С превышает 0,20%, снижается свариваемость, и резко ухудшается обрабатываемость вследствие увеличения содержания твердой структуры, и тем самым верхний предел устанавливают на 0,20%. Когда содержание С превышает 0,10%, ухудшается формуемость, так что содержание С предпочтительно составляет 0,10% или менее.

[0046] Si: не менее 0,001% и не более 2,5%

Кремний (Si) представляет собой элемент, эффективный в повышении механической прочности стального листа, но когда содержание Si становится более 2,5%, ухудшается обрабатываемость, и происходит образование поверхностных дефектов, так что верхний предел регулируют на 2,5%. Когда содержание Si велико, ухудшается эффективность химической конверсионной обработки, так что предпочтительно оно составляет 1,0% или менее. Довести содержание Si в реальной стали до уровня менее 0,001% затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,001%. Он предпочтительно составляет 0,01% или более.

[0047] Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%

Марганец (Mn) также представляет собой элемент, эффективный для повышения механической прочности стального листа, но когда содержание Mn становится свыше 4,0%, ухудшается обрабатываемость, так что верхний предел регулируют на 4,0%. Предпочтительно он составляет 3,3% или менее. Довести содержание Mn в реальной стали до уровня менее 0,01% затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,01%. Предпочтительно он составляет 0,07% или более.

[0048] Когда такие элементы, как Ti, который подавляет возникновение горячего растрескивания, обусловленного серой (S), добавлены в недостаточном количестве, кроме Mn, то желательно добавление Mn в количестве, удовлетворяющем отношению «Mn/S ≥20 в % по массе». Mn представляет собой элемент, который по мере повышения его содержания расширяет аустенитный температурный диапазон в сторону более низкой температуры, улучшает прокаливаемость и облегчает формирование структуры превращения при непрерывном охлаждении, имеющей превосходную обрабатываемость в отношении снятия грата. Этот эффект проявляется с трудом, когда содержание Mn составляет менее 1%, так что желательно добавление его в количестве 1% или более.

[0049] Р: не менее 0,001% и не более 0,15%

Фосфор (Р) представляет собой загрязняющий элемент и предотвращает ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей прокатки или холодной прокатки, так что верхний предел его содержания устанавливают на 0,15%. Предпочтительно он составляет 0,10% или менее и более предпочтительно 0,05% или менее. Снизить содержание Р до уровня ниже 0,001% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,001%.

[0050] S: не менее 0,0005% и не более 0,03%

Сера (S) представляет собой загрязняющий элемент и предотвращает ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей прокатки или холодной прокатки, так что верхний предел ее содержания устанавливают на 0,03%. Предпочтительно он составляет 0,01% и более предпочтительно 0,005% или менее. Снизить содержание S до уровня ниже 0,0005% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,0005%.

[0051] Al: не менее 0,001% и не более 2,0%

Для раскисления добавляют 0,001% или более алюминия (Al). Кроме того, Al значительно повышает точку превращения γ- в α-фазу, так что он является эффективным элементом, когда горячую прокатку проводят, в частности, при температуре точки Ar₃ или ниже. Однако, когда его слишком много, ухудшается свариваемость, так что верхний предел устанавливают на 2,0%.

[0052] Точка Ar₃ представляет собой температуру, при которой феррит начинает образовывать выделяющуюся фазу, когда сплав охлаждают в однофазной аустенитной области. В настоящем изобретении выражение «точка Ar₃ или выше» используют, чтобы подчеркнуть, что структура находится в однофазном аустенитном состоянии.

[0053] Когда Si и Al содержатся в чрезмерном количестве, подавляется выделение цементита отдельной фазой во время обработки в режиме перестаривания, и фракция остаточного аустенита может становиться слишком большой, так что общее количество добавляемых Si и Al предпочтительно составляет менее 1%.

[0054] N: не менее 0,0005% и не более 0,01%

Азот (N) представляет собой загрязняющий элемент, и его содержание регулируют на 0,01% или менее, чтобы не ухудшать обрабатываемость. Предпочтительно его содержание составляет 0,005% или менее. Снизить содержание N до уровня ниже 0,0005% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,0005%.

[0055] О: не менее 0,0005% и не более 0,01%

Подобно азоту (N) кислород (О) представляет собой загрязняющий элемент, и его содержание регулируют на 0,01% или менее, чтобы не ухудшать обрабатываемость. Предпочтительно его содержание составляет 0,005% или менее. Снизить содержание О до уровня ниже 0,0005% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,0005%.

[0056] Также возможно, что в стальной лист согласно настоящему изобретению может(-гут) быть добавлен(-ны) элемент(-ты) одного типа или двух или более типов из Ti, Nb, V и W, чтобы тем самым образовывать тонкодисперсный карбонитрид, и в результате дисперсионного упрочнения достигается повышение прочности.

[0057] 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%

Для получения эффекта повышения прочности путем дисперсионного упрочнения в результате добавления элементов одного типа или двух или более типов из Ti, Nb, V и W, необходимо добавлять 0,001% или более каждого из Ti, Nb, V и W. Каждый из Ti, Nb, V и W предпочтительно содержится в количестве 0,01% или более. Однако, даже если они введены в избыточном количестве, эффект повышения прочности только насыщается, так что верхние пределы содержания каждого из Ti и Nb регулируют на 0,20%, и верхние пределы содержания каждого из V и W устанавливают на 1,0%. Каждый из Ti и Nb предпочтительно содержится в количестве не менее 0,01% и не более 0,1%, и содержание каждого из V и W предпочтительно составляет не менее 0,01% и не более 0,6%.

[0058] В стальной лист согласно настоящему изобретению, чтобы обеспечить прочность повышением прокаливаемости структуры для выполнения контроля второй фазы, также могут быть добавлены элементы одно