EA022435B1 - Холоднокатаный стальной лист и способ его получения - Google Patents

Холоднокатаный стальной лист и способ его получения Download PDF

Info

Publication number
EA022435B1
EA022435B1 EA201390277A EA201390277A EA022435B1 EA 022435 B1 EA022435 B1 EA 022435B1 EA 201390277 A EA201390277 A EA 201390277A EA 201390277 A EA201390277 A EA 201390277A EA 022435 B1 EA022435 B1 EA 022435B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
cold
temperature
ferrite
Prior art date
Application number
EA201390277A
Other languages
English (en)
Other versions
EA201390277A1 (ru
Inventor
Кенго Хата
Тосиро Томида
Норио Имай
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Publication of EA201390277A1 publication Critical patent/EA201390277A1/ru
Publication of EA022435B1 publication Critical patent/EA022435B1/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

Холоднокатаный стальной лист, имеющий мелкозернистую структуру, в которой подавлен рост зерен во время отжига, имеет химический состав, в мас.%: C - 0,01-0,3; Si - 0,01-2,0; Mn - 0,5-3,5; Nb - 0-0,03; Ti - 0-0,06; V - 0-0,3; растворимый Al - 0-2,0; Cr - 0-1,0; Mo - 0-0,3; В - 0-0,003; Ca - 0-0,003 и REM - 0-0,003, и микроструктуру, которая содержит по меньшей мере 50% по площади феррита в качестве основной фазы и имеет вторую фазу, содержащую по меньшей мере 10% по площади фазы низкотемпературного превращения и 0-3% по площади остаточного аустенита, и которая удовлетворяет следующим уравнениям (1)-(3), в дополнение к конкретной текстуре:,в которых dпредставляет средний диаметр (мкм) зерен феррита, определяемый высокоугловой границей зерна, имеющей угол наклона по меньшей мере 15°; и dпредставляет средний диаметр (мкм) зерен второй фазы.

Description

Настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу и способу его получения. Более конкретно, настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу, имеющему превосходную обрабатываемость в дополнение к высокой прочности, и способу изготовления холоднокатаного стального листа с превосходной стабильностью характеристик материала.
Уровень техники
В прошлом были проведены многочисленные исследования способов усовершенствования структуры холоднокатаного стального листа, чтобы улучшить механические свойства стального листа.
Эти способы могут быть в основном подразделены на следующие категории (1)-(3).
(1) Первый способ представляет собой способ, в котором большое количество элементов, которые подавляют рост зерен, таких как Τι, N6 и Мо, добавляют для измельчения аустенитных зерен, которые формируются во время отжига после холодной прокатки, тем самым измельчая ферритные зерна, которые образуются превращением из аустенита при последующем охлаждении.
(2) Второй способ представляет собой способ, в котором нагрев до однофазной аустенитной области в вышеописанном отжиге проводят быстрым нагреванием с последующим выдерживанием в течение предельно короткого промежутка времени для предотвращения укрупнения зернистой структуры.
(3) Третий способ представляет собой способ, в котором холодную прокатку и отжиг проводят на горячекатаном стальном листе, изготовленном быстрым охлаждением непосредственно после горячей прокатки. Ниже этот способ изготовления горячекатаного стального листа будет называться способом немедленного охлаждения.
В отношении вышеописанного первого способа, патентный документ 1, например, представляет холоднокатаный стальной лист, имеющий структуру стали, главным образом включающую феррит со средним диаметром зерен не более 3,5 мкм. Патентный документ 2 раскрывает холоднокатаный стальной лист, имеющий структуру, которая включает феррит и фазу низкотемпературного превращения, составленную одним или более компонентами, выбранными из мартенсита, бейнита и остаточной γ-фазы (остаточного аустенита). Средний диаметр зерен фазы низкотемпературного превращения составляет не более 2 мкм, и ее объемная доля составляет 10-50%.
Что касается второго способа, например, патентный документ 3 представляет способ, в котором горячекатаный стальной лист, который был смотан при температуре 500°С или выше, подвергают холодной прокатке и затем отжигу быстрым нагревом со скоростью по меньшей мере 30°С/с в температурном диапазоне от комнатной температуры до 750°С, и с ограничением продолжительности выдерживания при температуре отжига в диапазоне температур 750-900°С, тем самым обусловливая превращение нерекристаллизованного феррита в мелкозернистый аустенит, из которого во время охлаждения образуется мелкозернистый феррит. Патентный документ 4 описывает способ изготовления пригодного к термическому упрочнению (с ВН-эффектом) высокопрочного холоднокатаного стального листа, включающий стадии, в которых проводят холодную прокатку горячекатаного стального листа, полученного обычной горячей прокаткой, и затем подвергают стальной лист непрерывному отжигу посредством нагрева до температурного диапазона 730-830°С со скоростью 300-2000°С/с в области температур по меньшей мере 500°С, с последующим выдерживанием в этом температурном диапазоне в течение не более 2 с.
В отношении третьего способа, патентный документ 5 раскрывает способ, в котором холодную прокатку проводят на горячекатаном стальном листе, изготовленном способом немедленного охлаждения, в котором охлаждение начинают спустя короткое время после горячей прокатки. Например, горячекатаный стальной лист, имеющий мелкозернистую структуру и преимущественно включающий феррит с малым средним диаметром зерен, получают охлаждением до температуры 720°С или ниже со скоростью охлаждения по меньшей мере 400°С/с в пределах 0,4 с после завершения горячей прокатки, и используют в качестве исходного материала для холодной прокатки, и холодную прокатку и отжиг проводят обычным путем.
В патентном документе 5 область, которая окружена высокоугловой границей зерна, для которой разориентация (также называемая углом наклона) составляет по меньшей мере 15°, определяется как одиночное (кристаллическое) зерно.
Соответственно этому горячекатаный стальной лист, имеющий мелкозернистую структуру, представленный в патентном документе 5, характеризуется тем, что имеет большое число высокоугловых границ зерен.
Документы предшествующего уровня техники
Патентный документ 1 Патентный документ 2 Патентный документ 3 Патентный документ 4 Патентный документ 5
1Р 2004-250774 А. 1Р 2008-231480 А. 1Р 2007-92131 А. 1Р 7-34136 А.
АО 2007/015541.
- 1 022435
Сущность изобретения
Как указано выше, в уровне техники были проведены многие исследования способов усовершенствования структуры холоднокатаного стального листа с целью улучшения механических свойств стального листа. Однако, как указано выше, ни один из традиционных способов не является полностью удовлетворительным.
В способе, раскрытом в патентном документе 1 и патентном документе 2, вследствие добавления Τι, N6 или подобного элемента, который является существенным, остаются проблемы с точки зрения рационального использования природных ресурсов.
В способе, представленном в патентном документе 3, как показано примерами, чтобы получить структуру, имеющую тонкодисперсные зерна, такую как структура, включающая ферритные зерна со средним диаметром зерен менее 3,5 мкм, необходимо обеспечивать продолжительность выдерживания во время отжига кратковременной не более чем около 10 с. В нем показаны примеры, в которых продолжительность выдерживания во время отжига составляет 30 с или 200 с, но средний диаметр зерен после отжига становится равным 3,8 или 4,4 мкм, показывая, что происходит внезапный рост зерен. Чтобы повысить стабильность изготовления стального листа, как правило, считали необходимой продолжительность выдерживания в стадии отжига по меньшей мере в течение несколько десятков секунд. Поэтому способом, раскрытым в патентном документе 3, затруднительно получить как стабильность изготовления, так и предельно мелкозернистую структуру на уровне менее 3,5 мкм.
Подобным образом, способ, представленный в патентном документе 4, ограничивает продолжительность выдерживания во время отжига не более чем 2 с. Таким образом, это делает необходимым проведение отжига за предельно короткое время и создает такие же проблемы, как в способе, раскрытом в патентном документе 3.
Представленный в патентном документе 5 способ, в котором используют немедленное быстрое охлаждение, является превосходным в качестве средства измельчения микроструктуры холоднокатаного стального листа. Однако диаметр ферритных зерен холоднокатаного стального листа является приблизительно таким же или большим на 1-3 мкм, чем диаметр ферритных зерен горячекатаного стального листа, который является исходным материалом. Поэтому существует предел измельчения микроструктуры холоднокатаного стального листа.
Цель настоящего изобретения состоит в разрешении вышеописанных проблем прототипа в отношении холоднокатаного стального листа, имеющего мелкозернистую структуру. Более конкретно, целью настоящего изобретения является создание холоднокатаного стального листа, который имеет мелкозернистую структуру, даже если Τι, N6 или т.п. не добавлены и даже если продолжительность выдерживания для отжига сделана достаточно длительной для получения стабильного материала, и который имеет диаметр ферритных зерен, который является таким же или меньшим, нежели диаметр ферритных зерен горячекатаного стального листа, и способа изготовления такого холоднокатаного стального листа.
Авторы настоящего изобретения выполнили обстоятельные исследования с целью разрешения вышеописанных проблем.
Во-первых, они исследовали причину того, почему диаметр ферритных зерен холоднокатаного стального листа, представленного в патентном документе 5, который является превосходным в качестве средства измельчения микроструктуры холоднокатаного стального листа, является приблизительно таким же или на 1-3 мкм большим, нежели диаметр ферритных зерен горячекатаного стального листа, и они выяснили следующие факты (а)-(с).
(a) Раскрытый в патентном документе 5 способ основывается на техническом принципе, что, когда холодную прокатку и отжиг проводят на горячекатаном стальном листе, который получен способом немедленного быстрого охлаждения, и который имеет термически стабильную мелкозернистую структуру, имеющую большое число высокоугловых границ зерен, на межзеренных границах в горячекатаном стальном листе образуется большое количество зародышей рекристаллизации, тем самым обеспечивая измельчение структуры после холодной прокатки и отжига.
(b) Однако скорость роста зерна рекристаллизованных зерен, которые растут из зародышей рекристаллизации, которые формируются на межзеренных границах в горячекатаном стальном листе во время отжига, заметно повышается по мере того, как измельчается структура горячекатаного стального листа.
(c) Эффект измельчения структуры холоднокатаного стального листа согласно способу, раскрытому в патентном документе 5, снижается вышеописанным активным ростом зерна рекристаллизованных зерен, и диаметр ферритных зерен холоднокатаного стального листа становится таким же или на 1-3 мкм большим, нежели диаметр ферритных зерен горячекатаного стального листа.
Соответственно этому авторы настоящего изобретения исследовали, как подавить вышеописанный активный рост зерна рекристаллизованных зерен, и получили следующие новые факты (ά)-(ί).
(б) Когда завершается выполнение холодной прокатки с последующим отжигом на горячекатаном стальном листе, имеющем мелкозернистую структуру, с проведением отжига путем быстрого нагрева так, чтобы достигнуть температуры, при которой феррит и аустенит присутствуют совместно перед рекристаллизацией феррита (который имеет деформированную текстуру вследствие холодной прокатки), получается мелкозернистая структура, имеющая диаметр ферритных зерен, который является таким же
- 2 022435 или меньшим, чем диаметр ферритных зерен горячекатаного стального листа.
(е) Это обусловливается тем, что отжиг путем быстрого нагрева вызывает образование большого числа тонкодисперсных аустенитных зерен из мест, которые представляли собой высокоугловые границы зерен в горячекатаном стальном листе (бывшие межзеренные границы), в состоянии, в котором остается нерекристаллизованный феррит. Вследствие присутствия большого числа тонкодисперсных аустенитных зерен подавляется рост зерен рекристаллизованного феррита за пределы бывших межзеренных границ горячекатаного стального листа.
(ί) Измельчением структуры горячекатаного стального листа можно измельчить структуру во время отжига после холодной прокатки. Однако чем больше измельчена структура горячекатаного стального листа, тем сильнее возрастает скорость роста зерна рекристаллизованных зерен. Поэтому, чтобы получить измельченную структуру после отжига, необходимо выполнять отжиг быстрым нагревом с дополнительно увеличенной скоростью повышения температуры.
(д) Применением этого механизма подавления роста зерен, даже если продолжительность выдерживания во время отжига увеличивается, например, от 30 с до нескольких сотен секунд, рост зерен подавляется и сохраняется тонкодисперсная структура. В результате могут быть подавлены вариации характеристик материала, обусловленные вариациями условий изготовления, такими как скорость прогона полосы, и может быть получен холоднокатаный стальной лист, имеющий стабильные характеристики материала.
(Ь) Холоднокатаный стальной лист, который получен таким способом изготовления, имеет текстуру, которая отличается тем, что средняя интенсивность рентгеновских рефлексов для ориентации {111}<145>, {111}<123> и {554}<225> на глубине 1/2 толщины листа по меньшей мере в 4,0 раза превышает среднюю интенсивность рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, которая не имеет текстуры. Холоднокатаный стальной лист, имеющий такую текстуру, обладает хорошей пригодностью к отбортовке (формуемостью с расширением отверстия).
(ί) Для горячекатаного стального листа, который подвергают холодной прокатке, достаточно иметь тонкодисперсную структуру, но предпочтительно, чтобы он имел превосходную термическую стабильность.
Настоящее изобретение, которое основывается на этих вновь установленных фактах, включает в себя следующее.
(1) Холоднокатаный стальной лист, отличающийся тем, что имеет:
химический состав, включающий, в мас.%: по массе,С - 0,01-0,3; δί - 0,01-2,0; Мп - 0,5-3,5; Р - не более 0,1; δ - не более 0,05; ИЬ - 0-0,03; Τι - 0-0,06; V - 0-0,3; растворимый А1 - 0-2,0; Сг - 0-1,0; Мо - 0-0,3; В - 0-0,003; Са - 0-0,003; КЕМ (редкоземельный металл) - 0-0,003 и остальное количество из Ре и примесей;
микроструктуру, имеющую основную фазу из феррита, которая составляет по меньшей мере 50% по площади, и вторую фазу, которая содержит в совокупности по меньшей мере 10% по площади фазы низкотемпературного превращения, включающей одно или более из мартенсита, бейнита, перлита и цементита, и 0-3% по площади остаточного аустенита, и удовлетворяет уравнениям (1)-(3); и текстуру, в которой средняя интенсивность рентгеновских рефлексов для ориентации {111}<145>, {111}<123> и {554}<225> на глубине 1/2 толщины листа по меньшей мере в 4,0 раза выше средней интенсивности рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, которая не имеет текстуры:
с!га<2,7+10000/(5+300*0+50*Μη+4000*ΝΒ+2000χΤί+400χν)2 ...(1)
Цт<4,0 ... (2)
Да<1,5 ... (3), в которых С, Мп, ИЬ, Τι и V показывают уровни содержания (мас.%) соответствующих элементов; фт представляет средний диаметр (мкм) зерен феррита, определяемый высокоугловой границей зерна, имеющей угол наклона (разность в кристаллической ориентации) по меньшей мере 15°; и ф представляет средний диаметр (мкм) зерен второй фазы.
(2) Холоднокатаный стальной лист, как сформулированный выше в пункте (1), в котором химический состав содержит, в мас.%: один или более элементов, выбранных из ИЬ - по меньшей мере 0,003; Τι - по меньшей мере 0,005 и V - по меньшей мере 0,01, и микроструктура удовлетворяет следующему уравнению (4):
бт<3,5 ... (4), в котором фп, является таким, как определено выше.
(3) Холоднокатаный стальной лист, как сформулированный выше в пунктах (1) или (2), в котором химический состав содержит, мас.%: растворимый А1 - по меньшей мере 0,1.
(4) Холоднокатаный стальной лист, как сформулированный выше в любом из пунктов (1)-(3), в котором химический состав содержит, мас.%: один или более элементов, выбранных из Сг - по меньшей мере 0,03; Мо - по меньшей мере 0,01 и В - по меньшей мере 0,0005.
(5) Холоднокатаный стальной лист, как сформулированный выше в любом из пунктов (1)-(4), в котором химический состав содержит, мас.%: один или два элемента, выбранных из Са - по меньшей мере
- 3 022435
0,0005 и КЕМ - по меньшей мере 0,0005.
(6) Холоднокатаный стальной лист, как сформулированный выше в любом из пунктов (1)-(5), имеющий плакирующий слой на поверхности стального листа.
(7) Способ изготовления холоднокатаного стального листа, отличающийся тем, что включает следующие стадии (А) и (В):
(A) стадию холодной прокатки, в которой горячекатаный стальной лист, имеющий химический состав, как сформулированный выше в любом из пунктов (1)-(5), и имеющий микроструктуру, которая удовлетворяет следующим уравнениям (5) и (6), подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного стального листа; и (B) стадию отжига, в которой холоднокатаный стальной лист, полученный в стадии (А), подвергают отжигу повышением температуры стального листа до температурного диапазона, по меньшей мере, от (точка Ае1+10°С) до не более (точка О, 95хАе3+точка 0,05хАе1) в таких условиях, что доля нерекристаллизованного феррита составляет по меньшей мере 30% по площади, когда достигается температура (точка Ае1+10°С), и затем выдерживают стальной лист в этом температурном диапазоне в течение по меньшей мере 30 с:
а<з,5 ... (6) в котором С и Мп представляют уровни содержания соответствующих элементов (в мас.%); ά представляет средний диаметр (мкм) зерен феррита, определяемый высокоугловой границей зерна, имеющей угол наклона по меньшей мере 15°.
(8) Способ изготовления холоднокатаного стального листа, как изложенный выше в пункте (7), в котором горячекатаный стальной лист получают в стадии горячей прокатки, включающей этапы, в которых выполняют горячую прокатку с температурой при завершении прокатки, по меньшей мере, в точке Аг3, на слябе, имеющем вышеописанный химический состав, и затем проводят охлаждение до температурного диапазона 750°С или ниже при средней скорости охлаждения по меньшей мере 400°С/с в пределах 0,4 с после завершения прокатки.
(9) Способ изготовления холоднокатаного стального листа, как изложенный выше в пункте (7) или (8), дополнительно включающий стадию, в которой наносят плакирующее покрытие на холоднокатаный стальной лист после стадии (В).
В этом описании основная фаза означает фазу или структуру, имеющую наибольшее процентное содержание по объему (в настоящем изобретении, объемное процентное содержание фактически оценивают по процентной доле площади в поперечном сечении), и вторая фаза означает фазу или структуру, иную, нежели основная фаза.
Феррит включает полигональный феррит и бейнитный феррит. Фаза низкотемпературного превращения (фаза, сформированная в результате низкотемпературного превращения) включает мартенсит, бейнит, перлит и цементит. Мартенсит включает мартенсит отпуска, и бейнит включает бейнит отпуска.
Холоднокатаный стальной лист согласно настоящему изобретению имеет структуру, которая является измельченной до такого же уровня или более сравнительно с горячекатаным стальным листом, использованным в качестве исходного материала. Поэтому он имеет превосходную обрабатываемость, в то же время обладая высокой прочностью, и пригоден в качестве стального листа для автомобилей. В дополнение, он не требует добавления большого количества редких металлов, таких как N6 или Τι, что является преимущественным по соображениям рационального использования природных ресурсов. Поскольку этот холоднокатаный стальной лист изготавливают способом согласно настоящему изобретению, который не предусматривает продолжительности отжига как короткого промежутка времени, он имеет стабильные характеристики материала.
Краткое разъяснение чертежей
Фиг. 1 представляет график, показывающий взаимосвязь между средним диаметром зерен холоднокатаного стального листа и скоростью повышения температуры для холоднокатаных стальных листов, изготовленных из сталей типов А, В и С, которые были использованы в примерах, и которые были подвергнуты отжигу нагревом до температуры 750°С при разнообразных скоростях повышения температуры и затем выдержаны при этой температуре в течение 60 с.
Фиг. 2 представляет график, показывающий взаимосвязь между пределом прочности при растяжении холоднокатаного стального листа и скоростью повышения температуры для холоднокатаных стальных листов, изготовленных из сталей типов В и С, которые были использованы в примерах, и которые были подвергнуты отжигу нагревом до температуры 750°С при разнообразных скоростях повышения температуры и затем выдержаны при этой температуре в течение 60 с, с ординатой, показывающей процентное повышение предела прочности при растяжении, по сравнению с ситуацией, когда скорость повышения температуры составляла 10°С в секунду.
Фиг. 3 представляет график, показывающий взаимосвязь между значением Т§хЕЬ (значение предела прочности при растяжении, умноженное на общее относительное удлинение) и продолжительностью выдерживания во время отжига для стали В, которая была использована в примерах и которая была под- 4 022435 вергнута отжигу нагревом до температуры 750°С при скорости нагрева 500°С/с и затем томлению (температурной выдержке) в течение от 15 до 300 с с последующим охлаждением до комнатной температуры со скоростью 50°С/с.
Варианты осуществления изобретения
Ниже будут описаны холоднокатаный стальной лист согласно настоящему изобретению и способ его изготовления. В последующем разъяснении процент в отношении химического состава означает мас.%.
1. Холоднокатаный стальной лист.
1.1. Химический состав.
С: 0,01-0,3%.
Углерод (С) оказывает действие, состоящее в повышении прочности стали. В дополнение, он проявляет эффект измельчения микроструктуры во время стадии горячей прокатки и стадии отжига. А именно, С оказывает действие, проявляющееся в снижении точки превращения. Поэтому во время стадии горячей прокатки это делает возможным завершение горячей прокатки в диапазоне более низких температур, тем самым обеспечивая возможность измельчения микроструктуры горячекатаного стального листа. В стадии отжига, благодаря действию С в плане подавления рекристаллизации феррита в ходе повышения температуры, это облегчает достижение температурного диапазона, по меньшей мере, (точки Ае1+10°С) быстрым нагревом, в то же время при сохранении состояния с высоким процентным содержанием нерекристаллизованного феррита. В результате этого становится возможным измельчение микроструктуры холоднокатаного стального листа. Если содержание С составляет менее 0,01%, то вышеописанные эффекты получить затруднительно. Соответственно этому содержание С выдерживают на уровне по меньшей мере 0,01%. Предпочтительным является содержание по меньшей мере 0,03% и более предпочтительно по меньшей мере 0,05%. Если содержание С превышает 0,3%, имеет место заметное снижение обрабатываемости и свариваемости. Соответственно этому содержание С поддерживают не выше 0,3%. Предпочтительно оно составляет не более 0,2% и более предпочтительно не более 0,15%.
δί: 0,01-2,0%.
Кремний (δί) проявляет действие, состоящее в повышении пластичности и прочности стали. В дополнение, когда его добавляют вместе с Мп, он содействует образованию твердой второй фазы, такой как мартенсит (фазы, которая является более твердой, чем феррит, составляющий основную фазу), и проявляет эффект повышения прочности стали. Если содержание δί составляет менее 0,01%, то получить вышеописанные эффекты затруднительно. Соответственно этому содержание δί поддерживают на уровне по меньшей мере 0,01%. Предпочтительно оно составляет по меньшей мере 0,03% и более предпочтительно по меньшей мере 0,05%. С другой стороны, если содержание δί превышает 2,0%, на поверхности стали во время горячей прокатки или отжига образуются оксиды и состояние поверхности иногда ухудшается. Соответственно этому содержание δί поддерживают не выше 2,0%. Предпочтительно оно составляет не более 1,5% и более предпочтительно не более 0,5%.
Мп: 0,5-3,5%.
Марганец (Мп) оказывает действие, проявляющееся в повышении прочности стали. В дополнение, он проявляет эффект снижения температуры превращения. В результате этого во время стадии отжига он облегчает достижение температурного диапазона, по меньшей мере, (точки Ае1+10°С) быстрым нагревом, в то же время при сохранении состояния с высоким процентным содержанием нерекристаллизованного феррита, и становится возможным измельчение микроструктуры холоднокатаного стального листа. Если содержание Мп составляет менее 0,5%, то становится затруднительным получение вышеописанных эффектов.
Соответственно этому содержание Мп поддерживают на уровне по меньшей мере 0,5%. Предпочтительным является содержание по меньшей мере 0,7% и более предпочтительно по меньшей мере 1%. Однако если содержание Мп превышает 3,5%, то чрезмерно задерживается ферритное превращение, и может оказаться невозможным обеспечение желательной процентной доли площади феррита. Соответственно этому содержание Мп поддерживают не выше 3,5%. Предпочтительно оно составляет не более 3,0% и более предпочтительно не более 2,8%.
Р: не более 0,1%.
Фосфор (Р), который содержится как загрязняющая примесь, проявляет действие, состоящее в охрупчивании материала вследствие ликвации на межзеренных границах. Если содержание Р превышает 0,1%, становится заметным охрупчивание вследствие вышеуказанного действия. Соответственно этому содержание Р поддерживают не выше 0,1%. Предпочтительно оно составляет не более 0,06%. Содержание Р предпочтительно является настолько низким, насколько возможно, так что нет необходимости устанавливать для него нижний предел. По соображениям расходов, оно предпочтительно составляет по меньшей мере 0,001%.
δ: не более 0,05%.
Сера (δ), которая содержится как загрязняющая примесь, оказывает действие, которое проявляется в снижении пластичности стали вследствие образования включений сульфидного типа в стали. Если содержание δ превышает 0,05%, то может быть заметным снижение пластичности вследствие вышеопи- 5 022435 санного действия. Соответственно этому содержание 8 поддерживают не выше 0,05%. Предпочтительно оно составляет не более 0,008% и более предпочтительно не более 0,003%. Содержание 8 предпочтительно является настолько низким, насколько возможно, так что нет необходимости устанавливать для него нижний предел. С позиции расходов, оно предпочтительно составляет по меньшей мере 0,001%.
N6: 0-0,03%, Τι: 0-0,06%, V: 0-0,3%.
Ниобий (N6), титан (Τι) и ванадий (V) осаждаются в стали в виде карбидов или нитридов, и во время охлаждения в стадии отжига они подавляют превращение из аустенита в феррит, и тем самым проявляют эффект повышения процентной доли площади твердой второй фазы и увеличивают прочность стали. Соответственно этому один или более из этих элементов могут содержаться в химическом составе стали. Однако, если уровни содержания этих элементов превышают вышеописанные верхние пределы, иногда проявляется заметное снижение пластичности. Соответственно этому содержание каждого элемента является таким, как приведено выше. Содержание Τι предпочтительно составляет не более 0,03%. Совокупное содержание N6 и Τι предпочтительно составляет не более 0,06% и более предпочтительно не более 0,03%. Уровни содержания N6, Τι и V предпочтительно удовлетворяют нижеследующему уравнению (7). Чтобы получить вышеописанные эффекты с большей достоверностью, уровни содержания предпочтительно удовлетворяют любому из значений для N6: по меньшей мере 0,003%, Τι: по меньшей мере 0,005%, и V: по меньшей мере 0,01%.
(ΝΤ+Ο,5*Τί+0,01*4)<0,02 ... (7) в котором N6, Τι и V представляют уровни содержания (в мас.%) соответствующих элементов.
Растворимый А1: 0-2,0%.
Алюминий (А1) проявляет эффект повышения пластичности. Соответственно этому А1 может содержаться в составе стали. Однако А1 оказывает действие, состоящее в повышении точки превращения. Если содержание растворимого А1 превышает 2,0%, становится необходимым завершение горячей прокатки в диапазоне более высоких температур. В результате этого становится затруднительным измельчение структуры горячекатаного стального листа и поэтому затрудняется измельчение структуры холоднокатаного стального листа. В дополнение, иногда становится затруднительным непрерывное литье. Соответственно этому содержание растворимого А1 поддерживают не выше 2,0%. Чтобы с большей достоверностью получить вышеописанный эффект алюминия (А1), содержание растворимого А1 предпочтительно составляет по меньшей мере 0,1%.
Сг: 0-1,0%, Мо: 0-0,3%, В: 0-0,003%.
Хром (Сг), молибден (Мо) и бор (В) проявляют эффект, состоящий в повышении прочности стали путем увеличением закаливаемости стали и в содействии формированию фазы низкотемпературного превращения. Соответственно этому один или более из этих элементов могут содержаться в составе стали. Однако, если уровни содержания этих элементов превышают вышеописанные верхние пределы, имеют место ситуации, в которых ферритное превращение чрезмерно подавляется, и невозможно гарантировать желательную процентную долю площади феррита. Соответственно этому уровни содержания этих элементов являются такими, как изложено выше. Содержание Мо предпочтительно составляет не более 0,2%. Для получения вышеописанных эффектов с более высокой достоверностью, уровни содержания предпочтительно удовлетворяют любому из значений для Сг: по меньшей мере 0,03%, Мо: по меньшей мере 0,01% и В: по меньшей мере 0,0005%.
Са: 0-0,003%, РЕМ: 0-0,003%.
Кальций (Са) и редкоземельные металлы (РЕМ) проявляют действие, состоящее в измельчении оксидов и нитридов, которые осаждаются во время затвердевания расплавленной стали, и тем самым повышают бездефектность сляба. Соответственно этому могут содержаться один или более из этих элементов. Однако каждый из этих элементов является дорогостоящим, так что содержание каждого элемента поддерживают не выше 0,003%. Совокупное содержание этих элементов предпочтительно составляет не более 0,005%. Для получения вышеописанных эффектов с большей достоверностью, содержание каждого элемента предпочтительно составляет по меньшей мере 0,0005%. РЕМ обозначает совокупность из 17 элементов, включающую 8с, Υ и лантаноиды. Лантаноиды в промышленном масштабе добавляют в форме мишметалла. Содержание РЕМ в настоящем изобретении означает совокупное содержание этих элементов.
1.2. Микроструктура и текстура.
Основная фаза: феррит, который присутствует в пропорции по меньшей мере 50% площади и который удовлетворяет вышеуказанным уравнениям (1) и (2).
Делая основной фазой феррит, который является мягким, можно повысить пластичность холоднокатаного стального листа. В дополнение, тем, что основную фазу из феррита делают мелкозернистой так, что средний диаметр йт зерен феррита, который определяется высокоугловой границей зерна с углом наклона по меньшей мере 15°, удовлетворяет вышеуказанным уравнениям (1) и (2), подавляют образование и развитие тонких трещин во время обработки стального листа, и повышается пригодность к отбортовке с растяжением холоднокатаного стального листа. В дополнение, прочность стали повышается в результате упрочнения вследствие измельчения зерен.
- 6 022435
Вышеописанное уравнение (1) представляет собой показатель, который представляет степень измельчения феррита, принимая во внимание действия С, Мп, N6, Τι и V на измельчение структуры.
Если процентная доля площади феррита составляет менее 50%, становится затруднительным обеспечение превосходной пластичности. Соответственно этому процентную долю площади феррита поддерживают на уровне по меньшей мере 50%. Процентная доля феррита предпочтительно составляет по меньшей мере 60% и более предпочтительно по меньшей мере 70%.
Если средний диаметр йт зерен феррита не удовлетворяет по меньшей мере одному из вышеуказанных уравнений (1) и (2), основная фаза не является достаточно мелкозернистой. В результате этого становится затруднительным обеспечить превосходную пригодность к отбортовке и нельзя получить достаточный эффект повышения прочности путем упрочнения измельчением зерен. Соответственно этому средний диаметр йт зерен феррита поддерживают удовлетворяющим вышеуказанным уравнениям (1) и (2).
Средний диаметр зерна феррита, которое окружено межзеренной границей с высоким (большим) углом (наклоном), имеющей угол наклона по меньшей мере 15°, используют как показатель, поскольку малоугловая граница зерна с углом наклона менее 15° имеет малую разность ориентации между смежными зернами и эффект накопления дислокаций является малым, что ведет к малому вкладу в повышение прочности. Средний диаметр зерен феррита, определяемый высокоугловой границей зерен с углом наклона по меньшей мере 15°, ниже называется просто средним диаметром зерен феррита.
Когда сталь имеет химический состав, содержащий один или более элементов, выбранных из N6: по меньшей мере 0,003%, Τι: по меньшей мере 0,005% и V: по меньшей мере 0,01%, средний диаметр йт зерен феррита предпочтительно удовлетворяет вышеописанному уравнению (4).
Вторая фаза содержит по меньшей мере 10% по площади фазы низкотемпературного превращения, включающей мартенсит, бейнит, перлит и цементит, и 0-3% по площади остаточного аустенита и удовлетворяет вышеуказанному уравнению (3).
Когда вторая фаза содержит твердую фазу или структуру, которая формируется при низкотемпературном превращении, такую как мартенсит, бейнит, перлит и цементит, становится возможным повышение прочности стали. В дополнение, остаточный аустенит оказывает действие, состоящее в снижении пригодности стального листа к отбортовке. Поэтому можно обеспечить превосходную пригодность к отбортовке ограничением процентной доли площади остаточного аустенита. Кроме того, измельчением второй фазы так, чтобы удовлетворялось вышеуказанное уравнение (3), подавляется образование и развитие тонких трещин во время обработки стального листа и повышается пригодность стального листа к отбортовке. Прочность стали также возрастает в результате упрочнения путем измельчения зерен.
Если совокупная процентная доля площади фазы низкотемпературного превращения, включающей мартенсит, бейнит, перлит и цементит, составляет менее 10%, то трудно обеспечить высокую прочность. Соответственно этому совокупную процентную долю площади фазы низкотемпературного превращения поддерживают на уровне по меньшей мере 10%. Нет необходимости в том, чтобы фаза низкотемпературного превращения содержала все из мартенсита, бейнита, перлита и цементита, и достаточно, чтобы она содержала по меньшей мере одну из этих фаз.
Если процентная доля площади остаточного аустенита превышает 3%, то затруднительно гарантировать превосходную пригодность к отбортовке. Соответственно этому процентную долю площади остаточного аустенита поддерживают составляющей 0-3%. Предпочтительно она составляет не более 2%.
Если средний диаметр й, зерен второй фазы не удовлетворяет вышеуказанному уравнению (3), вторая фаза не является достаточно мелкозернистой, и становится затруднительным обеспечение превосходной пригодности к отбортовке. В дополнение, нельзя получить достаточный эффект повышения прочности стали путем упрочнения измельчением зерен. Соответственно этому средний диаметр й, зерен второй фазы поддерживают удовлетворяющим вышеуказанному уравнению (3).
Как гораздо подробнее разъясняется в примерах, средний диаметр зерен феррита, который является основной фазой, определяют с использованием метода ЗЕМ-ЕВЗЭ для тех зерен феррита, которые окружены высокоугловой межзеренной границей, имеющей угол наклона по меньшей мере 15°. ЗЕМ-ЕВЗЭ представляет собой метод проведения измерения ориентации сверхмалой области с помощью дифракции обратно-отраженных электронов (ЕВЗЭ) в сканирующем электронном микроскопе (ЗЕМ). По полученной карте ориентации можно измерить диаметр зерен.
Средний диаметр зерен второй фазы может быть определен подсчетом числа частиц N второй фазы при наблюдении поперечного сечения стального листа с помощью ЗЕМ и расчетом по уравнению: τ=(Λ/Νπ)1/2 с использованием процентной доли А площади второй фазы.
Процентная доля площади основной фазы и процентная доля площади второй фазы могут быть измерены наблюдением поперечного сечения с использованием сканирующего электронного микроскопа (ЗЕМ). Процентная доля площади остаточного аустенита является такой же, как процентная доля по объему, определенная с помощью дифракции рентгеновского излучения. Вычитанием процентной доли площади остаточного аустенита, которая определена этим путем, из процентной доли площади второй фазы можно найти совокупную процентную долю фазы низкотемпературного превращения во второй фазе.
- 7 022435
В настоящем изобретении вышеописанный средний диаметр зерен и процентная доля площади представляют собой значения, измеряемые на глубине 1/4 толщины листа в стальном листе.
Текстура: на глубине 1/2 толщины листа усредненное значение интенсивностей рентгеновских рефлексов в ориентациях {111}<145>, {111}<123> и {554}<225> по меньшей мере в 4,0 раза больше средней интенсивности рентгеновских рефлексов в неупорядоченной структуре, которая не имеет текстуры.
Повышением степени интеграции ориентации {111}<145>, {111}<123> и {554}<225> на глубине 1/2 толщины листа вышеуказанным путем увеличивают пригодность стального листа к отбортовке. Если усредненное значение интенсивностей рентгеновских рефлексов в ориентациях {111}<145>, {111}<123> и {554}<225> составляет менее 4,0-кратной величины средней интенсивности рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, не имеющей текстуры, то затруднительно гарантировать превосходную пригодность к отбортовке. Соответственно этому холоднокатаный стальной лист изготавливают имеющим вышеописанную текстуру.
Интенсивность рентгеновских рефлексов для конкретной ориентации определяют с помощью функции распределения ориентации (ОЭР, ФРО), которую получают в стадиях, в которых проводят химическое полирование стального листа фтористо-водородной кислотой до глубины 1/2 толщины листа, измеряют полюсную фигуру для каждой из плоскостей {200}, {111} и {211} ферритной фазы на поверхности листа и анализируют измеренные значения полюсной фигуры с использованием метода разложения в ряд.
Интенсивность рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, не имеющей текстуры, определяют измерением, подобным описанному выше, с использованием порошкообразного образца стали.
При соблюдении вышеописанных микроструктуры и текстуры высокая степень обрабатываемости, которая удовлетворяет нижеследующему уравнению (8), получается для стального листа, имеющего предел прочности при растяжении (Т8) менее 800 МПа. При стальном листе, имеющем предел прочности при растяжении (Т8) по меньшей мере 800 МПа, получается высокая степень обрабатываемости, которая удовлетворяет следующему уравнению (9).
3χΤ5χΕ1 + Τ5’<λ> 05000 ... (8)
3χΤ5χΕ1+Τ8*λ>85000 ... (9)
В вышеуказанных уравнениях Т8 представляет предел прочности при растяжении (МПа), Е1 представляет общее относительное удлинение (удлинение при разрыве в %) и λ представляет процентное расширение отверстия (%), определяемое в методе ΙΡδ Т 1001-1996 Стандартов Японской Федерации Чугуна и Стали.
1.3. Плакирующий слой.
С целью улучшения коррозионной стойкости и т.п. на поверхности вышеописанного холоднокатаного стального листа может быть создан плакирующий слой для получения стального листа с обработанной поверхностью. Плакирующий слой может представлять собой электролитическое покрытие или плакирующий слой, полученный погружением в горячую ванну. Примерами электроплакирования являются электролитическое цинкование и электроплакирование с нанесением Ζη-Νί-сплава. Примерами плакирования погружением в горячую ванну являются горячее цинкование, отжиг оцинкованного изделия, алитирование в жидкой среде, плакирование погружением в расплав Ζη-ΑΙ-сплава, плакирование погружением в расплав Ζη-ΑΙ-Мд-сплава, и плакирование погружением в расплав Ζη-Α1-М§-δ^-сплава. Удельный вес плакирующего покрытия не является ограниченным, и может иметь обычное значение. Также возможно формирование покрытия химической конверсионной обработкой на поверхности плакирования (такой как покрытие, образованное нанесением не содержащего хром раствора на силикатной основе для химической конверсии, с последующим высушиванием) для дополнительного повышения коррозионной стойкости. Также возможно нанесение на плакирующий слой покрытия из органического полимера.
2. Способ изготовления холоднокатаного стального листа.
2.1. Химический состав.
Химический состав является таким, как изложено выше в п.1.1.
2.2. Стадия холодной прокатки.
При подвергании горячекатаного стального листа, имеющего мелкозернистую структуру, в которой большое число высокоугольных межзеренных границ присутствует так, чтобы удовлетворялись вышеуказанные уравнения (5) и (6), отжигу при быстром нагреве с последующей холодной прокаткой, то из мест, которые представляли собой высокоугольные границы зерен в горячекатаном стальном листе, образуется большое число тонкодисперсного аустенита в состоянии, в котором остается нерекристаллизованный феррит. Поскольку большое число тонкодисперсных аустенитных зерен, которые формируются, препятствует росту зерен рекристаллизованного феррита с пересечением бывших межзеренных границ горячекатаного стального листа, можно получить холоднокатаный стальной лист, имеющий мелкозернистую структуру.
- 8 022435
Когда средний диаметр ά зерен феррита, определяемый высокоугловыми границами зерен в горячекатаном стальном листе, который подвергают холодной прокатке, не удовлетворяет вышеуказанным уравнениям (5) и (6), даже если отжиг после холодной прокатки выполняют как отжиг с быстрым нагревом, число участков формирования зародышеобразователей мало, и из деформированной текстуры образуется малое число крупных аустенитных зерен. Малое число крупных аустенитных зерен почти никак не содействует подавлению роста зерен рекристаллизованного феррита, и структура холоднокатаного стального листа становится крупнозернистой.
Соответственно этому структуру горячекатаного стального листа, который должен быть подвергнут холодной прокатке, выдерживают удовлетворяющей вышеуказанным уравнениям (5) и (6).
В уравнении (5) средний диаметр ά зерен феррита ограничен уровнями содержания С и Мп, поскольку по мере увеличения содержания С и Мп снижается пластичность холоднокатаного стального листа. Поэтому при создании такой структуры горячекатаного стального листа, подвергаемого холодной прокатке, которая является мелкозернистой, структура холоднокатаного стального листа становится более мелкозернистой и обеспечивается превосходная пластичность.
Средний диаметр ά зерен феррита в горячекатаном стальном листе предпочтительно является таким малым, насколько возможно, и поэтому нет особой необходимости в конкретизации нижнего предела, но обычно он составляет по меньшей мере 1,0 мкм. Подобным образом, в отношении холоднокатаного стального листа средний диаметр ά„, зерен феррита обычно составляет по меньшей мере 1,0 мкм.
Холодная прокатка может быть проведена традиционным путем. На степень обжатия при холодной прокатке (обжатие холодной прокатки) конкретного ограничения нет, но из соображений стимулирования рекристаллизации во время отжига и улучшения обрабатываемости холоднокатаного стального листа она составляет по меньшей мере 30%. С позиции снижения нагрузки на оборудование для холодной прокатки она предпочтительно составляет не более 85%.
С точки зрения подавления накопления чрезмерных деформаций в поверхности вследствие трения и предотвращения аномального роста зерен в поверхности во время отжига холодная прокатка может быть проведена с использованием смазочного масла.
2.3. Стадия отжига.
Холоднокатаный стальной лист, который получен в вышеописанной стадии холодной прокатки, подвергают отжигу нагревом до температурного диапазона по меньшей мере от (точка Ае1+10°С) до не более (точка 0,95хАе3+точка 0,05хАе1) в таких условиях, что процентная доля по площади феррита, который остается нерекристаллизованным, когда температура достигает (точки Ае1+10°С), составляет по меньшей мере 30% площади, и затем выдерживают в этом температурном диапазоне в течение по меньшей мере 30 с.
Если температура отжига является более низкой, чем (точка Ае£+10°С), не образуется большое число аустенитных зерен для подавления роста кристаллизованных зерен, и затруднительно получить холоднокатаный стальной лист, имеющий мелкозернистую структуру, которая является целью настоящего изобретения. Соответственно этому температуру отжига поддерживают по меньшей мере на уровне (точка Ае£+10°С). Предпочтительно она составляет, по меньшей мере, (точка Ае£+30°С).
С другой стороны, если температура отжига является более высокой, чем (точка 0,95хАе3+точка 0,05хАе£), может происходить внезапный рост аустенитных зерен, тем самым делая конечную структуру более крупнозернистой. В частности, поскольку отжиг проводят в течение по меньшей мере 30 с, чтобы обеспечить стабильность изготовления, легко прогрессирует укрупнение зернистости структуры. Соответственно этому температуру отжига выдерживают не выше (точка 0,95хАе3+точка 0,05хАе1). Предпочтительно она составляет не более (точка 0,8хАе3+точка 0,2хАе1).
Нагревание до температуры отжига проводят быстрым нагревом. Условия нагрева в это время основываются на вышеописанных вновь установленных фактах. Поскольку эти факты получены из результатов описанного ниже примера 2, этот момент будет далее описан подробнее.
Фиг. 1 показывает средний диаметр ά,,, зерен феррита холоднокатаного стального листа как функцию скорости повышения температуры во время отжига для некоторых из холоднокатаных стальных листов из стали типов А-С, показанных в табл. 5. Как показано на фиг. 1, когда скорость повышения температуры становится более высокой, средний диаметр зерен феррита холоднокатаного стального листа снижается. Как указано выше, когда средний диаметр зерен феррита холоднокатаного стального листа снижается, повышается предел прочности стального листа при растяжении.
В этой связи фиг. 2 показывает взаимосвязь между процентным повышением предела прочности при растяжении относительно предела прочности при растяжении, когда скорость повышения температуры составляла 10°С/с, и скоростью повышения температуры во время отжига. Как показано на фиг. 2, если скорость повышения температуры составляет по меньшей мере 50°С/с, стабильно достигается увеличение предела прочности при растяжении по меньшей мере на 2%. А именно, если скорость повышения температуры составляет 50°С/с, может быть стабильно достигнут эффект, приписываемый увеличению скорости повышения температуры.
- 9 022435
Чем выше скорость повышения температуры во время отжига холоднокатаного стального листа, тем выше количество феррита, который остается нерекристаллизованным (процентное содержание нерекристаллизованного феррита), когда достигается температура отжига. В результате исследований в отношении взаимосвязи между скоростью повышения температуры и процентным содержанием нерекристаллизованного феррита при температуре (точка Ле1+10°С) было найдено, что процентное содержание нерекристаллизованного феррита составляло по меньшей мере 30% по площади, когда скорость повышения температуры была по меньшей мере 50°С/с. Другими словами, повышением температуры до вышеописанного диапазона температур отжига при таких условиях, что процентное содержание нерекристаллизованного феррита при температуре (точка Ае1+10°С) составляет по меньшей мере 30%, может быть стабильно получен эффект измельчения структуры, сформированной выполнением холодной прокатки и последующим отжигом с быстрым нагревом на горячекатаном стальном листе, имеющем мелкозернистую структуру.
Соответственно этому холоднокатаный стальной лист, полученный в вышеописанной стадии холодной прокатки, нагревают до температурного диапазона для отжига, который соответствует по меньшей мере (точке Ае1+10°С), быстрым нагревом, который удовлетворяет тем условиям, что процентное содержание нерекристаллизованного феррита при температуре (точка Ае1+10°С) составляет по меньшей мере 30% по площади. В это время нет конкретного верхнего предела для процентного содержания нерекристаллизованного феррита. Если процентное содержание нерекристаллизованного феррита, когда температура достигает (точки Ае1+10°С), составляет менее 30%, то затрудняется стабильное получение эффекта измельчения структуры, когда холодную прокатку и отжиг с быстрым нагревом проводят на горячекатаном стальном листе, имеющем мелкозернистую структуру. Является достаточным проведение отжига с быстрым нагревом, пока температура не достигнет (точки Ае1+10°С), при которой феррит и аустенит начинают существовать совместно, и по достижении этой температуры нагрев может быть медленным нагревом или изотермическим выдерживанием при определенной температуре.
Поскольку скорость повышения температуры представляет собой средство регулирования процентного содержания нерекристаллизованного феррита при температуре (точка Ае1+10°С), нет необходимости в ограничении скорости повышения температуры, но предпочтительно она составляет по меньшей мере 50°С/с, более предпочтительно по меньшей мере 80°С/с, в особенности предпочтительно по меньшей мере 150°С/с и наиболее предпочтительно по меньшей мере 300°С/с. Для скорости повышения температуры нет конкретного верхнего предела, но из соображений регулирования температуры отжига он предпочтительно составляет не более 1500°С/с.
Вышеописанный быстрый нагрев может начинаться от температуры перед достижением температуры начала рекристаллизации. Более конкретно, если температура начала размягчения, которая измеряется при скорости повышения температуры 10°С/с, представляет собой Τδ, то достаточно начинать быстрый нагрев при температуре (Т8-30°С). В действительности же достаточно начинать быстрый нагрев от температуры 600°С, и скорость повышения температуры перед достижением этой температуры может иметь любое желательное значение. Даже если быстрый нагрев начинают от комнатной температуры, это не оказывает вредного влияния на холоднокатаный стальной лист после отжига.
На способ нагрева нет конкретного ограничения в такой мере, насколько может быть достигнута необходимая скорость повышения температуры. Предпочтительным является применение резистивного нагрева или индукционного нагрева, но насколько удовлетворяются вышеописанные условия повышения температуры, также возможно использование нагрева с помощью трубчатого излучателя. Применением такого нагревательного устройства значительно сокращается продолжительность нагревания стального листа, и можно сделать оборудование для отжига более компактным, благодаря чему можно ожидать таких эффектов, как сокращение капиталовложений на оборудование. Также возможно добавление нагревательного устройства в существующую линию непрерывного отжига или в производственную линию нанесения плакирующего покрытия погружением.
Когда температура отжига находится в температурном диапазоне, по меньшей мере, от (точка Ае1+10°С) до не более (точка 0,95хАе3+точка 0,05хАе1), если продолжительность отжига составляет менее 30 с, рекристаллизация является неполной и большинство межзеренных границ в структуре составляют малоугловые границы зерен с углом наклона не более 15° или имеет место состояние, в котором остаются дислокации, которые вводятся холодной прокаткой. В этом случае значительно снижается обрабатываемость холоднокатаного стального листа. Соответственно этому чтобы в достаточной мере стимулировать рекристаллизацию, продолжительность отжига поддерживают в пределах по меньшей мере 30 с. Предпочтительно она составляет по меньшей мере 45 с и более предпочтительно по меньшей мере 60 с.
Нет необходимости ограничивать верхний предел продолжительности отжига, но из соображений более надежного подавления укрупнения зерен рекристаллизованного феррита ее предпочтительно поддерживают на уровне менее 10 мин.
Фиг. 3 показывает изменение значения ΤδχΕΙ в зависимости от продолжительности выдерживания для отжига, когда холоднокатаный стальной лист, изготовленный из стали типа В примера 2, показанно- 10 022435 го в табл. 5, подвергают отжигу нагревом до температуры 750°С со скоростью повышения температуры 500°С/с и затем выдерживают в течение 15-300 с. Из этого результата можно видеть, что, даже если холоднокатаный стальной лист согласно настоящему изобретению имеет длительную продолжительность отжига около 300 с, рост зерен подавляется и получаются стабильные характеристики материала. С другой стороны, если продолжительность отжига составляет менее 30 с, структура стального листа не завершает рекристаллизацию и по-прежнему развивается увеличение диаметра зерен или фазовое превращение не достигает равновесного состояния, причем превращение в структуре остается в промежуточном состоянии. В результате этого обрабатываемость (относительное удлинение) является плохой, и в реальной операции становится затруднительным стабильно получать однородную структуру.
Охлаждение после отжига может быть проведено с желательной скоростью охлаждения, и регулированием скорости охлаждения можно осаждать в стали вторую фазу, такую как перлит, бейнит или мартенсит. Способ охлаждения может представлять собой любой желательный способ. Например, возможно охлаждение газом, туманом или водой. После охлаждения от температуры отжига до надлежащей температуры, если необходимо, может быть выполнена термическая обработка для перестаривания дополнительным повторным нагревом и выдерживание при температуре по меньшей мере 200°С и не более 600°С. В альтернативном варианте, после охлаждения отожженного стального листа до надлежащей температуры он может быть подвергнут поверхностной обработке, такой как плакирование. Более конкретно, стальной лист, который был подвергнут отжигу, может быть обработан в условиях горячего цинкования, отжига оцинкованного изделия (горячего цинкования с последующим отжигом для сплавления) или электролитического цинкования для получения оцинкованного (покрытого цинком) стального листа.
2.4. Стадия горячей прокатки.
Горячекатаный стальной лист, который подвергают холодной прокатке, имеет микроструктуру, которая удовлетворяет условиям, указанным в разделе о холодной прокатке, а именно, он имеет вышеописанный химический состав и микроструктуру, удовлетворяющую вышеуказанным уравнениям (5) и (6). Нет конкретных ограничений на способ изготовления горячекатаного стального листа, который используют, но предпочтительно он имеет превосходную термическую стабильность. Предпочтительный горячекатаный стальной лист может быть изготовлен в стадии горячей прокатки, в которой сляб, имеющий вышеописанный химический состав, подвергают горячей прокатке с завершением прокатки в точке Аг3 или выше, и затем в пределах 0,4 с по завершении прокатки охлаждают до диапазона температур не более 750°С при средней скорости охлаждения по меньшей мере 400°С/с.
Применением такой стадии горячей прокатки может быть в такой мере, насколько возможно, предотвращено преобразование деформаций, которые были созданы в аустените во время прокатки, на восстановление и рекристаллизацию. В результате этого энергия упругой деформации, накопленная в стали, может быть в максимальной степени использована в качестве движущей силы для превращения аустенита в феррит, приводя к образованию повышенного количества зародышеобразователей для превращения аустенита в феррит, тем самым обеспечивая измельчение структуры горячекатаного стального листа и придавая структуре превосходную термическую стабильность.
Подверганием горячекатаного стального листа, который изготовлен этим путем, холодной прокатке и затем вышеописанному отжигу может быть эффективно достигнуто измельчение холоднокатаного стального листа.
С позиции производительности, сляб, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно изготавливают методом непрерывного литья. Сляб может быть использован в высокотемпературном состоянии после непрерывного литья, или он может быть сначала охлажден до комнатной температуры, и затем повторно нагрет. Из соображений снижения нагрузки на прокатное оборудование и чтобы облегчить выдерживание должной температуры при завершении прокатки, температура сляба, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно составляет по меньшей мере 1000°С. С позиции подавления снижения выхода вследствие потерь на окалину, температура сляба, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно составляет не более 1400°С.
Горячую прокатку предпочтительно проводят с использованием реверсивного прокатного стана или тандемного стана. По соображениям промышленной производительности, предпочтительно применение тандемного стана, по меньшей мере, для ряда клетей чистовой прокатки.
Во время прокатки, поскольку необходимо поддерживать стальной лист в аустенитном температурном диапазоне, температуру при завершении прокатки выдерживают на уровне, по меньшей мере, точки Аг3. Чтобы по возможности подавить термическую реверсию технологических деформаций, которые созданы в аустените, температура при завершении прокатки предпочтительно составляет чуть выше точки Аг3 и, более конкретно, не более (точка Аг3+50°С).
Степень обжатия прокатки при горячей прокатке предпочтительно является такой, что процентное сокращение толщины листа, когда температура сляба находится в диапазоне температур от точки Аг3 до (точка Аг3+100°С), составляет по меньшей мере 40%. Процентное сокращение толщины в этом температурном диапазоне более предпочтительно составляет по меньшей мере 60%.
Нет необходимости в проведении прокатки в один проход, и прокатка может быть проведена в многочисленных последовательных проходах. Предпочтительным является увеличение степени обжатия при
- 11 022435 прокатке, поскольку этим вводится большее количество энергии упругой деформации в аустенит, тем самым более значительно увеличивая движущую силу ферритного превращения и измельчения феррита. Однако такие действия повышают нагрузку на прокатное оборудование, так что верхний предел степени обжатия прокатки на один проход предпочтительно составляет 60%.
Как указано выше, охлаждение после завершения прокатки предпочтительно проводят доведением до диапазона температур 750°С или ниже, со средней скоростью охлаждения по меньшей мере 400°С/с, в пределах 0,4 с по завершении прокатки.
Является более предпочтительным еще большее сокращение времени, необходимого для охлаждения от завершения прокатки до температуры 750°С или ниже, дополнительное увеличение скорости охлаждения и охлаждение до более низкой температуры, поскольку этим можно значительно измельчить структуру горячекатаного стального листа. Более конкретно, продолжительность охлаждения от завершения прокатки до диапазона температур 750°С или ниже предпочтительно выдерживают в пределах не более 0,2 с. Средняя скорость охлаждения во время охлаждения в пределах 0,4 с после завершения прокатки до диапазона температур 750°С или ниже предпочтительно составляет по меньшей мере 600°С/с и в особенности предпочтительно по меньшей мере 800°С/с. Охлаждение в пределах 0,4 с после завершения прокатки до диапазона температур 720°С или ниже при средней скорости охлаждения по меньшей мере 400°С/с является еще более предпочтительным. Температурный диапазон для охлаждения предпочтительно представляет собой, по меньшей мере, точку М (мартенситного превращения). Способом охлаждения предпочтительно является охлаждение водой.
После проведения вышеописанного охлаждения стальной лист может быть выдержан при температуре 600-720°С в течение желательного промежутка времени для обеспечения протекания ферритного превращения и регулирования процентной доли площади феррита в структуре. Чтобы в достаточной мере сформировать эквиаксиальные зерна феррита в горячекатаном стальном листе, предпочтительно выдерживать стальной лист в течение по меньшей мере 3 с при температуре 600-720°С.
Затем, пока стальной лист не охладится, охлаждение может быть проведено с желательной скоростью охлаждения путем охлаждения водой, охлаждения туманом или охлаждения газом. Стальной лист может быть намотан в рулон при желательной температуре.
Структура горячекатаного стального листа, который подвергают холодной прокатке, предпочтительно имеет феррит в качестве основной фазы, и она может содержать по меньшей мере одну твердую фазу, выбранную из перлита, бейнита и мартенсита, в качестве второй фазы.
2.5. Плакирование.
С целью повышения коррозионной стойкости и т.п. плакирующий слой, подобный описанному выше, может быть сформирован на поверхности холоднокатаного стального листа, который получен вышеописанным способом изготовления, с образованием стального листа с поверхностной обработкой. Плакирование может быть проведено традиционным путем. После плакирования может быть проведена подходящая обработка химической конверсией.
Пример 1.
Этот пример иллюстрирует холоднокатаные стальные листы согласно настоящему изобретению.
Слитки стали типов АА-А^ имеющие химические составы, показанные в табл. 1, были получены плавлением в вакуумной индукционной печи. Табл. 1 показывает точку Ае1 и точку Ае3 каждого типа стали. Эти температуры превращения были определены из диаграммы теплового расширения, измеренной, когда стальной лист, который был подвернут холодной прокатке при описанных ниже условиях изготовления, был нагрет до температуры 1000°С со скоростью повышения температуры 5°С/с. Табл. 1 также показывает значения (точка Ае1+10°С) и (0.05Ас1+0.95Ае3,) и расчетные значения правых частей вышеописанных уравнений (1) и (5).
Правая часть уравнения (1)-2,7+10000/(5+300хС+50хМп+4000хЫЪ+2000хТ1 + 400*У)2.
Правая часть уравнения (5)=2,5+6000/(5+350хС+40хМп)2
- 12 022435
Таблица 1
Тип стали Химический состав (% по массе) Правая часть уравнения Ае, (°С) Ае3 (“С) А©1+10 <°С) 0.95Ае3+ 0.05Ае, (°о)
с 3ί Мп Р 5 Τί N6 Раство- римый Прочие (1) (5)
АА 0.108 0.05 1.48 0.005 0.001 - - - 3.506 3.077 703 838 713 831.25
АВ 0102 0.05 1.27 0.005 0.001 - - - 0.3Сг 3.718 3,217 698 841 708 833.85
АС 0.148 0.05 0.78 0.015 0.002 - - - - 3.98 3.275 707 845 717 838.1
АО 0.059 0.51 2.51 0.01 0.001 - 0.010 - - 2.982 2.878 701 821 711 815
АЕ 0.038 0.51 2.49 0.01 0.001 - - - 0.0022Са 3.204 2.932 695 835 705 828
АР 0.059 0.5 1,98 0.013 0.002 - 0.010 - 0.2Мо 3.082 3.046 703 827 713 820,8
АО 0.068 0.04 0.37 0.017 0.002 - - - - 7.889 5.656 715 872 725 864.15
АН 0.062 1.47 3.15 0.004 0.001 0.03 - - - 2.872 2.757 712 872 722 864
ΑΙ 0.073 0.51 2.76 0.004 0.001 - 0.003 - 0.1 V 2.913 2.802 701 845 711 837.8
Αϋ 0.077 0.50 2.78 0.004 0.001 - - - 0.1 V 2.933 2.793 695 839 705 831.8
АК 0.059 0.50 3.34 0.004 0.001 - 0.009 0.492 - 2.896 2.737 702 882 712 873
АЬ 0.078 0.51 2.95 0.002 0.001 - ¢,052 - - 2.768 2.766 712 880 722 871.6
АМ 0.081 0.49 2.88 0.002 0.001 - 0.010 - 0.0019РЕМ 2.92 2.772 704 872 714 863.6
ΑΝ 0.121 0.51 1.92 0.006 0.001 0.015 - - 0.0009В 3.057 2.889 702 852 712 844.5
Подчеркивание обозначает значения, выходящие за пределы диапазона настоящего изобретения.
Полученные слитки были прокованы в горячем состоянии, и затем они были разрезаны по форме слябов, чтобы подвергнуть их горячей прокатке. Эти слябы нагревали в течение приблизительно одного часа до температуры по меньшей мере 1000°С, и затем провели горячую прокатку и охлаждение с использованием малогабаритного испытательного прокатного стана при температуре завершения прокатки, причем продолжительность охлаждения от завершения прокатки до температуры 750°С, скорость охлаждения (охлаждения водой) и температура охлаждения показаны в табл. 2, для изготовления горячекатаных стальных листов, имеющих толщину 1,5-3,0 мм.
Средний диаметр ά зерен феррита в каждом горячекатаном стальном листе показан в табл. 2. Диаметр зерен феррита в горячекатаном стальном листе измерили на поперечном сечении по направлению ширины на глубине 1/4 толщины стального листа с использованием прибора 3ΕΜ-ΕΒ3Ό (модель Ι3Μ7001Р производства фирмы ХЕОЬ ЫД) и определили анализом зерна, ограниченные высокоугловыми границами зерен, имеющими угол наклона по меньшей мере 15°.
Полученные горячекатаные стальные листы протравили раствором соляной кислоты и подвергли холодной прокатке со степенью обжатия холодной прокатки, показанной в табл. 2 (каждая по меньшей мере 30%) для сокращения толщины листа стальных листов до 0,6-1,0 мм и затем на них провели отжиг со скоростью нагрева (скоростью повышения температуры), температурой отжига (температурой томления) и продолжительностью выдерживания для отжига (продолжительностью томления), показанными в табл. 2, с использованием устройства для отжига лабораторного масштаба, для получения холоднокатаных стальных листов. Охлаждение после томления проводили с помощью газообразного гелия.
- 13 022435
Таблица 2
Сталь- ной лист № Тил стали Условия горячей прокатки а (мкм) Условия холодной лрокатки/отжига
Температура при завершении (’С) Продолжительность охлаждения 1) (секунд) Скорость жлаждения водой (°С/«() Температура сил аж- Г-ω Степень обжатия при холодной прокатке (%) Скорость нагрева (*С/сек ) Темпера тура отжига (’С) Продолжительность выдерживания для отжига (секунд)
А1 АА 840 0.070 1300 нт 2.0 60 10 800 30
А2 АА 840 0.070 1300 нт 2.0 60 300 800 30
АЗ АА 840 0.070 1300 нт 2.0 60 300 740 30
А4 АВ 840 0.070 1300 нт 1.9 60 10 800 30
А5 АВ 840 0.070 1300 нт 1.9 60 к» 800 30
А6 АС 850 0.123 885 нт 2.1 50 10 800 60
А7 АС 850 0.123 885 нт 2.1 50 100 800 60
А8 АС 860 8.000 130 нт 6А 50 10 800 60
А9 АС 860 8.000 130 нт М 50 500 800 60
А10 Αϋ 810 0.065 930 нт 2.3 55 500 800 30
А11 АЕ 810 0.065 930 550 1.9 55 10 800 30
А12 АЕ 810 0.065 930 550 1.9 55 500 800 30
А13 АР 810 0.065 930 НТ 2.5 55 10 800 60
А14 АР 810 0.065 930 НТ 2.5 55 500 800 60
А15 АС 850 0.123 835 НТ 3.2 50 10 800 60
Α1Θ АЗ 850 0,123 885 НТ 3.2 50 100 800 60
А17 АН 820 0.076 920 НТ 1.8 55 10 820 30
А18 АН 820 0.076 920 нт 1.8 55 100 820 30
А19 ΑΙ 810 0.072 840 нт 2.1 55 10 800 30
А20 ΑΙ 810 0.072 840 АТ 2.1 55 500 800 30
А21 АЛ 810 0.072 340 НТ 2,3 55 10 800 30
А22 АЛ 810 0.072 840 нт 2.3 55 500 800 30
А23 АК 810 0.072 840 нт 2.0 55 10 800 30
А24 АК 810 0.072 840 нт 2.0 55 500 800 30
А25 АК 810 0.072 840 550 2.0 55 10 800 30
А26 АК 810 0.072 840 550 2.0 55 500 800 30
А27 м, 310 0.072 840 550 2.2 55 10 760 30
А28 Δί 810 0,072 840 550 2.2 55 500 760 30
А29 АМ 810 0.072 840 НТ 2.2 55 10 800 30
АЗО АМ 810 0.072 840 КТ 2.2 55 500 800 30
А31 АН 820 0.084 840 НТ 2.1 55 10 780 30
А32 ΑΝ 820 0.084 840 НТ 2.1 55 500 780 30
Подчеркивание обозначает значения, выходящие за пределы диапазона настоящего изобретения.
КТ = комнатная температура.
Продолжительность охлаждения от завершения прокатки до 750°С.
Микроструктуру и механические свойства холоднокатаных стальных листов, которые были изготовлены этим путем, исследовали следующим образом.
Средний диаметр ά,,, зерен феррита холоднокатаных стальных листов определяли таким же путем, как описано в отношении горячекатаных стальных листов, анализом структуры поперечного сечения по направлению ширины на глубине 1/4 толщины стального листа с использованием прибора δΕΜ-ΕΒδΌ. Средний диаметр ά, зерен второй фазы определяли расчетом по уравнению: г= (А/Νπ)1'2 по числу зерен N второй фазы и площади А второй фазы, измеренных на структуре поперечного сечения по направлению ширины на глубине 1/4 толщины стального листа.
Процентную долю площади феррита и процентную долю площади второй фазы, которая представляла собой фазу, иную, нежели феррит, определяли методом точечного счета в δΕΜ-фотографии, снятой по направлению ширины поперечного сечения на глубине 1/4 толщины стального листа. Процентную долю по объему аустенитной фазы определяли с помощью рентгеновской дифрактометрии, и это значение принимали за процентную долю площади остаточного аустенита (остаточная γ-фаза). Вычитанием этой процентной доли площади из вышеописанной процентной доли площади второй фазы определили процентную долю площади фазы низкотемпературного превращения, которая представляла собой твердую вторую фазу. Эта фаза низкотемпературного превращения содержала по меньшей мере одно из мартенсита, бейнита, перлита и цементита.
Измерение текстуры холоднокатаных стальных листов проводили с помощью рентгеновской дифрактометрии на плоскости при глубине 1/2 толщины листа в стальном листе. Усредненное значение интенсивностей рентгеновских рефлексов в трех ориентациях, т.е. ориентациях {111}<145>, {111}<123>
- 14 022435 и {554}<225>, определяли с использованием ΘΌΡ (функции распределения ориентации), которую получали анализом результатов измерений полюсных фигур {200}, {110} и {211} феррита. Отдельно определили среднюю интенсивность рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, не имеющей текстуры, с помощью рентгеновской дифракции порошкообразной стали. Рассчитали отношение средних интенсивностей рентгеновских рефлексов в вышеописанных трех ориентациях к средней интенсивности рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, и это отношение было принято за среднюю интенсивность рентгеновских рефлексов. Прибор, который использовали, представлял собой ΚΙΝΤ2500НБ/РС производства фирмы Юдаки Согрогабои.
Механические свойства холоднокатаного стального листа после отжига исследовали испытанием на растяжение и испытанием на расширение отверстия. Испытание на растяжение проводили с использованием полуразмерного образца для испытания на растяжение по Ά8ΤΜ и определили предел текучести, предел прочности при растяжении (Τ8) и относительное удлинение при разрыве (общее относительное удлинение Е1). Испытание на расширение отверстия проводили расширением отверстия с диаметром б0 перфорации 10 мм с использованием конического пуансона с углом острия 60° и процентное расширение λ отверстия (%) определили по диаметру б отверстия во время, когда трещина, образовавшаяся на поверхности кромки пробитого отверстия, достигла обеих поверхностей листа, как λ=(άι-ά0)/ά0χ 100.
Табл. 3 показывает результаты исследования структуры и механических свойств холоднокатаных стальных листов.
Соответствие уравнениям (1)-(4) показано отметкой О (соответствие всем уравнениям) или х (отсутствие соответствия по меньшей мере одному уравнению).
Таблица 3
Сталь- ной лист № Структура холоднокатаного стального листа Механические свойства хоподногагганого стального листе ** Категория
% ио площади феррита % по площади фазы низкотемпературного превращения % по площади остаточной фазы γ <6 (Мкм) а. (мкм' Средняя •нтенсивностъ’ речтгеноаогни рефлемое Υ5 (мПа) Т5 (мПа) а СЮ А СО Τ5ΧΕΙ (мПа XX) ТЗХ А (мПа XX) Уравнениям (υ- (4)
ΑΙ 83 11 0 ?,ί 1-7 15 446.0 5414 24.6 105.2 13321 56966 X Сравнительный
А2 83 17 0 2.9 0.7 4.3 474.0 556.5 25.6 114.4 14409 63892 ό Цоагветстоты й иэвсрты*!·}
АЗ 83 17 0 2.1 0.4 4.6 550-5 595.0 22.8 109.2 13566 64974 о цоетявтсгеувим нЭйбм1аак
А4 87 13 0 ?,? ?,1 15 452.0 553.0 23.1 106.6 12774 56990 X Сравнительный
А5 87 13 0 2.9 0.8 4,5 488.0 573Λ 24.0 112.3 13752 64348 ό νο σι бтстбпо щйЛ «МбКТбНМе
А6 86 14 0 ί,® 3.5 372.0 456.5 37,0 114,0 16965 52269 X Сравнительный
А7 87 13 0 3.4 0.9 4.3 404.5 480.0 37,2 123.7 17856 59376 о «МЦГдмт* изоттемб
А8 85 15 0 13 %? 15 374.5 459.5 36.0 112.5 16542 51694 X Сравнительный
А9 86 14 0 е,? ϋ,ι 2,6 392.0 456.5 34.8 110.1 16234 51362 X Сравнительный
А10 81 19 0 2.5 0.9 4,6 474.0 715.0 270 92.7 19734 66261 о янботбнмо
А11 87 13 0 3ιΐ 1,7 15 423.0 610.0 26.5 83.2 16165 53902 X Сравнительны»1
А12 87 13 0 2.6 0.8 4.7 438.0 626.0 26.6 95.3 16705 59848 о
А13 78 22 0 ?.ϊ 2,1 10 449.0 633.0 26.3 73.4 16648 46462 X Сравнительный
А14 80 20 0 2.5 1.1 43 462.0 659.0 26.9 81.2 17727 53511 о иоотигст|^1Аид14 кюбмпмк.
А15 93 7 0 7,4 2.4 2.9 333.0 412.5 39.8 1120 16418 46200 X Сравнительный
А16 92 а 0 Μ 2,τΙ 4.4 337.5 422.0 39.8 1132 16796 47770 X Сравнительный
А17 53 46 1 1,ϊ 12 580.0 949.0 14.8 зв.о 14045 36062 X Сравнительный
А18 54 45 1 2.5 0.9 4.9 597.0 981.0 17.1 44.1 16775 43262 о Свй^ИсгидпиьЫ
А19 58 30 2 ?,ϊ 1,? 14 741.0 888.0 15.4 48.0 13675 42624 X Сравнительный
А20 71 27 2 2,4 0,7 5,0 738,5 891.6 17.5 55.1 15566 49122 ό Сво+ытотби&ший нм«емемк
А21 71 27 2 ί,ϊ 7,7 15 758.5 895.0 14.8 49.5 13246 44303 X Сравнительный
А22 73 25 2 2.4 0.8 4,9 758.5 905.5 16.6 530 14126 52519 о Ажж·
А23 62 37 1 ϊ,ι ·,7 12 735.5 851.0 15.8 40.3 13446 34295 X Сравнительный
А24 66 33 1 2.2 1.0 4.9 724.5 874.0 17.3 47.2 15120 41253 .......ό Соы итстджшй «тоечпив
А25 53 45 2 ί,Ρ 1,? 24 701.0 890.0 15,4 45.3 13706 40317 X Сравнительный
А26 53 45 2 2-2 1.1 5.3 673.5 667.0 16.2 51Л 14369 45237 о с«сте¥гствчоцыр идеьетж*)
А27 43 56 1 2.7 1,9 за 666.5 1006.0 132 25.0 13279 25150 X Сравнительный1
А28 47 52 2.4 1.1 4.7 684.5 1027.5 12.0 22.8 12330 23427 о Сравнительный
А29 76 22 2 ΐ,ί 1,9 12 608.5 893.5 15.4 47.0 13760 41995 X Сравнительный
АЗО 81 17 2 24 0.8 4.8 708.5 915.0 16.4 52.3 15006 47855 6 Шялвегибиоцуй
А31 58 31 1 ί,® 11 . 543.0 812.5 190 331 16088 26894 X Сравнитепь» ый
А32. 55 34 1 !£ 5.4 568.2 823.1 £15 41.3 17697 33994 О сшгзетствиыц»,
* Средняя интенсивность рентгеновских рефлексов в ориентациях {111 }<145>, {111 }<123> и {554}<225>. **У8=предел текучести, Τ8=предел прочности при растяжении, Е1 = относительное удлинение, λ = % расширения отверстия.
Из стальных листов № А1-А3, изготовленных из стали типа АА, с А2 и А3, в которых горячекатаный стальной лист с диаметром зерен менее 3,5 мкм использовали в качестве исходного материала и скорость нагрева во время отжига составляла по меньшей мере 50°С/с, получили холоднокатаные стальные листы, имеющие микроструктуру согласно настоящему изобретению. С другой стороны, с А1, вследствие того, что скорость нагрева во время отжига была низкой, диаметр зерен феррита и диаметр зерен второй фазы в холоднокатаном стальном листе были крупными и средняя интенсивность рентгеновских рефлексов в вышеуказанных ориентациях, которая является показателем текстуры, была менее
4. В результате этого с А2 и А3, которые были примерами настоящего изобретения, была получена высокая степень обрабатываемости, которая удовлетворяла вышеуказанному уравнению (8).
Подобные результаты были получены для других типов стали. На основе того, был ли предел прочности при растяжении (Τ8) меньше 800 МПа или по меньшей мере 800 МПа, была получена высокая степень обрабатываемости, которая удовлетворяет уравнению (8) или уравнению (9). С А10, А13, А14, А17-А20, А23-А26 и А29-А32, к которым были добавлены один или более из ΝΕ Τι и V, когда скорость нагрева составляла по меньшей мере 50°С/с, диаметр зерен феррита удовлетворял уравнению (4) (менее
- 15 022435
3,5 мкм), и был получен холоднокатаный стальной лист, имеющий предпочтительную микроструктуру.
Напротив, с А8 и А9, вследствие применения в качестве исходного материала горячекатаных стальных листов, которые имели крупные зерна с диаметром зерен 6,4 мкм, несмотря на проведение отжига с быстрым нагревом, микроструктура холоднокатаных стальных листов стала более крупнозернистой, и средний диаметр зерен феррита и средний диаметр зерен второй фазы в обоих случаях превышали верхние пределы, определенные настоящим изобретением. В дополнение, интенсивность рентгеновских рефлексов текстуры упала ниже 4,0. В результате этого механические свойства были недостаточными.
А15 и А16 имели содержание Мп 0,37%, и холоднокатаный стальной лист имел крупные зерна, поскольку подавление роста зерен во время отжига действовало недостаточно. В результате этого хорошие механические свойства не были получены.
А27 и А28 имели содержание N6 0,052% и, вследствие того, что формирование зародышеобразователей рекристаллизации во время отжига было подавлено, в холоднокатаном стальном листе оставалась текстура деформации. Степень, до которой сохранялась такая текстура деформации, становилась более заметной по мере повышения скорости нагрева во время отжига. В результате этого механические свойства холоднокатаного стального листа были плохими независимо от скорости нагрева.
Пример 2.
Этот пример иллюстрирует способ изготовления холоднокатаного стального листа согласно настоящему изобретению.
Слитки стали типов А-К, имеющие химические составы, показанные в табл. 4, были получены плавлением в вакуумной индукционной печи. Полученные слитки были прокованы в горячем состоянии и затем разрезаны на слябы для обработки горячей прокаткой. Слябы нагревали в течение приблизительно 1 ч при температуре по меньшей мере 1000°С и затем подвергли их горячей прокатке с использованием малогабаритного испытательного прокатного стана при температуре завершения прокатки, причем продолжительность охлаждения от завершения прокатки до температуры 750°С, скорость охлаждения (охлаждения водой), продолжительность выдерживания и температура при завершении быстрого охлаждения показаны в табл. 5, и затем они были охлаждены до комнатной температуры для изготовления горячекатаных стальных листов, имеющих толщину листа 1,5-3,0 мм.
Табл. 4 показывает точку Ае1 и точку Ае3 для каждого типа стали, которые были определены методом, описанным в примере 1, значение (точка Ае£+10°С), значение (0,05Ае£+0, 95Ае3) и расчетные значения правых частей вышеописанных уравнения (1) и уравнения (5).
Таблица 4
Тип стали Химический состав (% по массе) Ав| со Аеэ (’С) Αβι+10 <°С) 0.95Ае3+ 0,05Ай) СО Правая часть уравнения
С 5ί Мп Р г η N6 Растворимы алюминий Прочие (1) (5)
А 0.038 0.51 2.49 0.010 0.001 - - 0.031 659 312 669 804 3.2 2.9
В 0.096 0.04 1.02 0.017 0.002 - - 0.016 708 849 718 842 4.1 3.5
С 0.097 0.05 1.95 0.015 0.002 - - - 685 833 695 826 3.3 2.9
ϋ 0.149 0.05 1.01 0.015 0.002 - - 0.015 698 827 708 821 3.7 3.1
Е 0.201 0.06 1.00 0.015 0.002 - - 0.017 Мо:0.15 689 816 699 810 3.5 3.0
Р 0.059 0.51 2.49 0.010 0,002 - 0.03 0.034 Са:0.0021 ΡΕΜΌ.0020 687 825 697 818 2.8 2.9
В 0,059 0.50 2.78 0.016 0.002 - 0.009 0.033 У:0.20 692 829 702 822 2.8 2.8
н 0.118 0.51 2.51 0.010 0.002 - 0.01 0.035 ΒΌ.0016 685 835 695 828 2.9 2.8
1 0.021 0.49 2.50 0.010 0.001 0.02 - 0.036 704 841 714 834 3.0 3.0
д 0.175 0.51 1.98 0.018 0.001 - - 1.480 711 859 721 852 3.1 2.8
к Р002 0.05 0.09 0.020 0.001 0.05 0.01 0.030 887 912 897 911 3.1 71.9
Подчеркивание обозначает значения, выходящие за пределы диапазона настоящего изобретения.
Средний диаметр Б зерен феррита, определяемый высокоугловыми границами зерен, имеющими угол наклона по меньшей мере 15°, в каждом горячекатаном стальном листе, который определяли таким же путем, как описано в примере 1, показан в табл. 5.
После того как горячекатаные стальные листы были протравлены раствором соляной кислоты, их подвергли холодной прокатке со степенью обжатия при прокатке по меньшей мере 30% (показано в табл. 5) для сокращения толщины стальных листов до 0,6-1,4 мм и затем провели отжиг с использованием устройства для отжига лабораторного масштаба со скоростью нагрева (скоростью повышения температуры), температурой отжига и продолжительностью отжига, показанными в табл. 5, для получения холоднокатаных стальных листов. Охлаждение после томления (отжига) проводили таким же путем, как в примере 1.
Табл. 5 показывает процентное содержание нерекристаллизованного феррита при температуре точка Ае£+10°С (ниже называемое просто процентом нерекристаллизованного феррита). Это значение определили следующим методом. Стальной лист, который подвергали обработке холодной прокаткой в соответствии с условиями изготовления для каждого номера стали, нагревали до температуры около точки Ае£+10°С (с погрешностью ±15°С) при скорости нагрева, показанной для каждого номера стали и немед- 16 022435 ленно охлаждали путем охлаждения водой. С помощью δΕМ получали микрофотографию структуры и измерением долей рекристаллизованного феррита и деформированного феррита на полученной микрофотографии структуры определяли процентное содержание нерекристаллизованного феррита как равное доле деформированного феррита. Как можно видеть из табл. 5, процентное содержание нерекристаллизованного феррита коррелирует со скоростью нагрева во время отжига, и, когда скорость нагрева составляет по меньшей мере 50°С/с, процентное содержание нерекристаллизованного феррита становится равным по меньшей мере 40%. В примере 1 процентное содержание нерекристаллизованного феррита не измеряли, но бесспорно, что оно проявляет такую же тенденцию, как в примере 2.
Предел текучести, предел прочности при растяжении и относительное удлинение при разрыве (общее относительное удлинение) холоднокатаных стальных листов, которые были изготовлены этим путем, определяли проведением испытания на растяжение полуразмерного образца для испытания на растяжение по АδΤМ, приготовленного из каждого стального листа. Общее относительное удлинение оценивали как приемлемое, если оно составляет по меньшей мере 20%. Поскольку прочность стального листа в высокой степени зависит от его химического состава, сравнивали прочность стальных листов, которые были изготовлены из сталей одинаковых типов, но различными способами изготовления, и на основе этих результатов оценивали способы изготовления. Средний диаметр бт зерен феррита, определяемый высокоугловыми границами зерен с углом наклона по меньшей мере 15° в холоднокатаных стальных листах, после отжига определяли таким же путем, как описано в примере 1. Результаты измерения показаны в табл. 5.
Таблица 5-1
Сталь- ИСЙ лист Ν» Тип стали Условия горячей прокатки Средний диаметре! зерен феррита »горячекатаном стальной листе (МКМ} Условия холодной прокатки/отаига свойства холоднокатаного стагьиогс листа Категория
Конечна твипе- рэгура со Предо пжм тельность ОхпавдеНлЯ т(секунп) Серость &КЛЙЖ- д«*я РС/мк) ПфОЦОЛЛИ ГЫЬНОСТь выцезжи- миия (се»уьд> Гвипврзтура при завершении быстрого охпэоденж; рс> % обжатия при холод ной прокате? Скорость нагрева РС/и.) % нерекрие- феррита при температуре А*| + 10НЗ Отжиг
Темпе- ратура СО предел- житель НМЛ (секунд) Υ5 {мПа * Т5 (мПа) В 0» V
А 010 0.07 1030 9.4 000 2.5 60 31 23 750 60 422 659 27.0 31 Сравнительны^
2 А 310 007 1030 9.4 660 2.5 60 300 87 750 60 524 697 23.4 2.0 СоотнтсгрмщиА
3 А 510 0,0? 1030 9.4 650 2.5 60 1000 »7 750 60 506 703 22.3 1.7 С0$Т1№Г9*И1>1 М0ЯИГН№
4 А 310 0.07 1030 9.4 660 2.5 60 1000 97 720 00 416 710 21.6 1.6 С«па?1сгву»3и1»й изобретет·»
5 А 310 0.07 1030 9.4 600 2.5 60 и 1 ЙЕО 60 430 610 27.4 3,5 Сравнительны
в А 810 0.07 1030 94 660 2.5 60 100 87 о 60 454 607 23.0 31 Сравнительны
7 А 810 0.0? 1030 94 660 2.6 60 300 97 во 474 026 21.6 3.6 Сравнительны!
в В 340 0.11 020 91 660 2.0 60 11 1 750 во 429 457 326 3.7 Сравнительны!
а В 840 0.11 820 91 660 2.0 60 и 11 750 00 454 497 321 3.6 Зравнителвны!
10 в 340 0.11 820 91 650 2.0 00 50 46 750 60 460 502 30,7 Э.1 14щ1 Р9|4Ы1И1 ккеоьгмио
11 в 040 0.11 920 9.2 660 2.0 60 100 72 750 60 466 499 29.6 2,7 иоетмгл зунщид амбре? енно
12 в 040 о.11 920 9.2 060 2.0 00 500 »0 750 00 402 516 20.1 2.4 соответетеношиЯ нэзсрв1анс
13 в 840 0.11 920 91 660 20 60 1000 97 750 60 49« 528 201 21 иоммгс-Г|Ю11р>и ¥1ьабр*тен>|>о
14 в 340 0.11 920 91 660 2.0 60 500 96 750 15* 530 553 22.3 11 Зравиигельиы!
15 в Θ40 0.11 920 9.2 660 2.0 60 600 96 760 200 475 505 29.3 2,3 ООйТК^СПЖЧЛЙ «обретение
16 в 040 0.11 920 9.2 660 2.0 60 500 96 750 300 468 505 29.8 2.6 Саот|**йГ9уй1Л1*1 йлййвмзно
17 в 840 0.11 920 91 060 ал 60 1000 - ли 60 426 462 ЗОЛ и сравнительны!
16 в 040 0.11 920 9.2 660 2.1 60 11 1 во 404 462 31.5 1Ζ Зреенительны?
19 в 540 0.11 920 91 060 2.1 60 1000 97 я 60 359 461 31.5 £5 Сравнительные
20 в 040 2.0 250 9.5 050 ±5 во 11 12 750 60 429 490 32.7 52 сравнительны!
21 8 040 20 250 9Λ 050 Ы 60 500 97 760 60 435 491 ЗОЛ и Сравнительны!
22 В 580 3.1 200 12 720 11 60 100 81 750 60 418 471 30.2 <4 Сравнительны?
23 в 030 3.1 200 12 720 и 60 1000 96 750 60 409 468 35.0 М ЗравнигельныР
24 с 000 0.06 920 94 000 а,о 60 _ 900 во $34 019 25.9 Э.8 Сравнительны!
Подчеркивание обозначает значения, выходящие за пределы диапазона настоящего изобретения.
* Обозначает, что продолжительность выдерживания для отжига была слишком короткой и изготовление было нестабильным.
Продолжительность охлаждения от завершения прокатки до температуры 750°С.
2) Продолжительность выдерживания в диапазоне от 720 до 500°С.
3) Υδ = предел текучести, Τδ = предел прочности при растяжении, Е1 = относительное удлинение.
- 17 022435
Таблица 5-2
Сталь ной лист № Тип стали Условия горячей прокатки средний диаметр ρ зерен феррита в горячекатаном стельном листе (мкм) Условия холодной прокатки/отжига Свойства холоднокатаного стального листа3) Категория
конеч- ная темпе- ратям (•С) Продол- житель- ность охлаж- дения·] секунд) Скорость охлаж- дения (вС/сек) Продолжительность выдержимНИЯ2) (секунд I Температур» при завершены» быстроте охлаждения («О % обжати* при холодной прокатке Скорость нагрева СС/се.:) % мерекристаллиэованного феррита при температуре Ае, + 10*С Отжиг
Темпе' ратура (*С> Продол китель НйСТЬ секунд) УЗ (мПа) тз (мПа! Е1 (5) 4.
25 С ООО Ο.ϋβ 920 9.4 630 20 80 300 92 800 60 563 681 21,4 1.8
28 С 800 о-ов 920 9.4 630 2.0 80 1000 98 900 60 571 692 21.1 1.7 СКТНТСПМОДНЙ икент«й1«
27 С 850 5.2 100 1М 700 5Л 60 600 87 800 60 473 611 25.9 3.9 Ороен ителены!
28 О 8(0 0,07 изо э.е 640 2.3 60 300 84 750 во 511 552 26 6 24 ивйтеетепувим» нмвртмз
29 О 810 0.97 изо 9.8 840 2.3 60 1000 95 750 60 527 56$ 28.1 2.3 им7&ел-с11)О1#ы изобретаем
30 О 810 0.07 1130 9.8 640 2.3 60 300 7В 25Й 60 434 539 28.4 12 Зрэднителеныв
31 Е 810 007 изо 9.8 МО 2.2 60 10 за 750 во 542 628 21.5 3.7 Срмнительчи!
32 Е 810 007 1130 9.8 840 2.2 60 1000 96 750 во 602 «57 20.9 1.9 СчНТНТСТНШЬЙ июретенип
33 Р 810 007 изо 9.8 840 2.3 55 да за 750 во 574 899 19.9 2.5 =рат ительный
34 Р 810 007 1130 9.8 840 2.3 55 500 97 800 во 503 732 23 8 1.7 СййТКТСП)«11ый нмветн*»
35 с 820 0.100 800 9.20 650 2.2 50 за 2ή 800 во 511 921 21.5 3.3 Сравнительны!
36 <3 820 0.100 800 9.20 650 22 50 300 87 800 60 532 955 21.2 1.8 сестетмоим! изобретём?
37 н 81 ΰ 0.075 950 10.00 650 21 55 за га ООО 60 582 866 22.1 3.4 ?регнигельнь*
38 н 810 0.075 950 10.00 850 2.1 55 500 97 800 во 641 698 20,8 1.7 ймтзешьшн) ЮСбрПвНЙП
39 [ 820 009 880 9.5 650 2.9 55 за гг 750 60 332 617 24.4 3.5 ^Р&ыитйльныь1
40 ] 820 0.09 880 9.5 650 2.9 55 100 68 750 во 360 936 25.8 2.6 Цоет ЫТстеуюцфН изебемеиб
41 1 820 009 880 9.5 850 2.9 55 за £2 ^а во 421 593 31.6 3.6 1рЭВИИТ0ЛьИЫ|!
42 [ 820 009 880 9.5 ей 2.9 55 500 ' 97 вд во 470 605 29.4 3.5 Сравнит ел ьньй
43 ϋ 910 0.22 740 ш 680 1.7 63 за 43 800 60 624 848 28.8 3.2 .. .
.ров1ятт(и1ь11и1
44 и 910 022 740 10,2 680 1.7 53 100 99 800 во 582 В76 24.8 1.6 Соот№тствдоа^1й
45 к 910 0.21 780 15 650 ш 80 за О ла 30 149 333 45.6 ш Сравнительный
48 £ 910 0.21 780 15 650 ш.. 80 500 0 760 30 152 334,5 44.в ал 'рвВНИГ«ЛЬНЫ1
47 К 910 0.21 730 15 850 11,4 80 500 0 МВ. 30 163 282 43.0 Ж Сравнительны!!
Подчеркивание обозначает значения, выходящие за пределы диапазона настоящего изобретения.
* Показывает, что продолжительность выдерживания для отжига была слишком короткой и изготовление было нестабильным.
Продолжительность охлаждения от завершения прокатки до температуры 750°С.
2 Продолжительность выдерживания в диапазоне от 720 до 500°С.
Υδ = предел текучести, Τδ = предел прочности при растяжении, Е1 = относительное удлинение.
Из холоднокатаных стальных листов № 1-7, которые были изготовлены с использованием стали типа А, предел прочности при растяжении имел высокое значение 697-710 МПа для № 2-4, которые были изготовлены в соответствии с настоящим изобретением. В дополнение, общее относительное удлинение превышало 20% для каждого стального листа. С другой стороны, для стали стального листа № 1 скорость охлаждения во время отжига после холодной прокатки была медленной и процентное содержание нерекристаллизованного феррита составляло менее 30%. По этой причине диаметр зерен феррита был крупным и предел прочности при растяжении снизился. Для стальных листов № 5-7 вследствие того, что температура отжига была слишком высокой, диаметр зерен феррита не попал в диапазон, определенный настоящим изобретением, и предел прочности при растяжении был примерно на 100 МПа ниже, чем в стальных листах 2-4.
Такую же тенденцию наблюдали для холоднокатаных стальных листов, изготовленных с использованием стали типа В. В дополнение, для стального листа № 14 из стали типа В, поскольку продолжительность отжига была слишком короткой, общее относительное удлинение было ниже, чем для прочих холоднокатаных стальных листов с использованием той же стали типа В, и, даже когда стальные листы были изготовлены многократно в таких же условиях, как для № 14, стабильное изготовление было невозможным ввиду вариации свойств от одного места к другому в пределах одного и того же листа. Для стального листа № 17 из стали типа В, вследствие того, что температура отжига после холодной прокатки имела низкое значение 650°С, не сформировалось достаточное количество аустенита, диаметр зерен феррита становился крупным и снижался предел прочности при растяжении. Для стальных листов № 2023 из стали типа В, поскольку быстрое охлаждение после горячей прокатки было недостаточным, горячекатаный стальной лист, который был подвергнут холодной прокатке, имел зерна феррита с крупным диаметром. В результате этого диаметр зерен феррита после холодной прокатки становился крупным и снижался предел прочности при растяжении.
Вышеописанную тенденцию, которая наблюдалась для холоднокатаных стальных листов из сталей типов А и В, подобным образом наблюдали для холоднокатаных стальных листов, которые были изготовлены с использованием сталей остальных типов С-1, имеющих химический состав в диапазоне настоящего изобретения.
Для стальных листов № 45-47, которые были изготовлены с использованием стали типа К, поскольку они не имели химического состава, определенного настоящим изобретением, даже если горячую прокатку проводили с немедленным быстрым охлаждением, диаметр зерен феррита в горячекатаных стальных листах становился крупным. В результате этого диаметр зерен феррита в холоднокатаном стальном листе не мог быть измельчен вариацией температуры отжига и предел прочности при растяжении становился предельно низким.

Claims (9)

1. Холоднокатаный стальной лист, отличающийся тем, что имеет химический состав, включающий, мас.%: С - 0,01-0,3; 8ί - 0,01-2,0; Мп - 0,5-3,5; Р - не более 0,1; 8 не более 0,05; N6 - 0-0,03; Τι - 0-0,06; V - 0-0,3; растворимый А1 - 0-2,0; Сг - 0-1,0; Мо - 0-0,3; В - 0-0,003; Са - 0-0,003; РЕМ - 0-0,003 и остальное количество из Ре и примесей;
микроструктуру, имеющую основную фазу из феррита, которая составляет по меньшей мере 50% по площади поперечного сечения листа, и вторую фазу, которая содержит в совокупности по меньшей мере 10% по площади фазы низкотемпературного превращения, включающей одно или более из мартенсита, бейнита, перлита и цементита, и 0-3% по площади остаточного аустенита, при этом микроструктура удовлетворяет следующим неравенствам (1)-(3):
й„<2, 7 + 10000/ (5 + 300хС+50*Мп+4 000*1МЪ+2000χΤί + 400*ν) 2 (1)
0„<4,0 (2) сЦ<1,5 (3), где С, Мп, N6. Τι и V показывают уровни содержания (мас.%) соответствующих элементов; йт представляет средний диаметр (мкм) зерен феррита, определяемый высокоугловой границей зерна, имеющей угол наклона по меньшей мере 15°; и й, представляет средний диаметр (мкм) зерен второй фазы; и текстуру, у которой средняя интенсивность рентгеновских рефлексов для ориентации {111}<145>, {111}<123> и {554}<225> на глубине 1/2 толщины листа по меньшей мере в 4,0 раза выше средней интенсивности рентгеновских рефлексов неупорядоченной структуры, которая не имеет текстуры.
2. Холоднокатаный стальной лист по п.1, в котором химический состав содержит, мас.%: один или более элементов, выбранных из N6 - по меньшей мере 0,003; Τι - по меньшей мере 0,005 и V - по меньшей мере 0,01%, и микроструктура удовлетворяет следующему неравенству (4):
в котором йт является таким же, как в п.1.
3. Холоднокатаный стальной лист по п.1 или 2, в котором химический состав содержит растворимый А1 - по меньшей мере 0,1 мас.%.
4. Холоднокатаный стальной лист по любому из пп.1-3, в котором химический состав содержит, мас.%: один или более элементов, выбранных из Сг - по меньшей мере 0,03; Мо - по меньшей мере 0,01 и В - по меньшей мере 0,0005.
5. Холоднокатаный стальной лист по любому из пп.1-4, в котором химический состав содержит, мас.%: один или два элемента, выбранных из Са - по меньшей мере 0,0005% и РЕМ - по меньшей мере 0,0005%.
6. Холоднокатаный стальной лист по любому из пп.1-5, который имеет плакирующий слой на поверхности стального листа.
7. Способ изготовления холоднокатаного стального листа по п.1, отличающийся тем, что включает следующие стадии (А) и (В):
(A) стадию холодной прокатки, в которой горячекатаный стальной лист, имеющий химический состав по любому из пп.1-5 и имеющий микроструктуру, которая удовлетворяет неравенствам:
й<2,5+6000/(5+350«С+4ΟχΜη)2 (5) ό<3,5 (6) в котором С и Мп показывают уровни содержания соответствующих элементов (в мас.%); й показывает средний диаметр (мкм) зерен феррита, определяемый высокоугловой границей зерна, имеющей угол наклона по меньшей мере 15°, подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного стального листа;
(B) стадию отжига, в которой холоднокатаный стальной лист, полученный на стадии (А), подвергают отжигу повышением температуры стального листа до температурного диапазона, по меньшей мере, от (точка Ае£+10°С) до не более (точка 0,95хАе3+ точка 0,05хАе£) в таких условиях, что доля нерекристаллизованного феррита составляет по меньшей мере 30% по площади, когда достигается температура (точка Ае£+10°С), и затем выдерживают стальной лист в этом температурном диапазоне в течение по меньшей мере 30 с.
8. Способ по п.7, в котором горячекатаный стальной лист получают в стадии горячей прокатки, включающей этапы, на которых выполняют горячую прокатку с температурой при завершении прокатки по меньшей мере в точке Аг3 на слябе, имеющем вышеописанный химический состав, и затем проводят охлаждение до температурного диапазона 750°С или ниже при средней скорости охлаждения по меньшей мере 400°С/с в пределах 0,4 с после завершения прокатки.
9. Способ по п.7 или 8, дополнительно включающий стадию, на которой проводят плакирование холоднокатаного стального листа после стадии (В).
EA201390277A 2010-08-23 2011-08-22 Холоднокатаный стальной лист и способ его получения EA022435B1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010186146 2010-08-23
PCT/JP2011/068854 WO2012026419A1 (ja) 2010-08-23 2011-08-22 冷延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA201390277A1 EA201390277A1 (ru) 2013-06-28
EA022435B1 true EA022435B1 (ru) 2015-12-30

Family

ID=45723419

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA201390277A EA022435B1 (ru) 2010-08-23 2011-08-22 Холоднокатаный стальной лист и способ его получения

Country Status (11)

Country Link
US (1) US9435013B2 (ru)
EP (1) EP2610357B1 (ru)
JP (1) JP4941619B2 (ru)
KR (1) KR101498398B1 (ru)
CN (1) CN103180468B (ru)
BR (1) BR112013004195B1 (ru)
EA (1) EA022435B1 (ru)
ES (1) ES2765674T3 (ru)
PL (1) PL2610357T3 (ru)
TW (1) TWI449797B (ru)
WO (1) WO2012026419A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11530461B2 (en) 2017-12-05 2022-12-20 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
US11530459B2 (en) 2017-12-05 2022-12-20 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9879336B2 (en) * 2012-07-31 2018-01-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet, electrogalvanized cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet, alloyed hot-dip galvanized cold rolled steel sheet, and manufacturing methods of the same
JP5821861B2 (ja) * 2013-01-23 2015-11-24 新日鐵住金株式会社 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6049516B2 (ja) * 2013-03-26 2016-12-21 日新製鋼株式会社 溶接構造部材用高強度めっき鋼板およびその製造法
JP6322973B2 (ja) * 2013-11-28 2018-05-16 新日鐵住金株式会社 衝撃吸収特性に優れた高強度鋼
JP6326837B2 (ja) * 2014-02-03 2018-05-23 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP6314511B2 (ja) * 2014-02-03 2018-04-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
EP3150733B1 (en) 2014-05-28 2020-04-22 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and production method therefor
US10718033B2 (en) 2014-05-29 2020-07-21 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel material and method of manufacturing the same
KR101677444B1 (ko) * 2014-12-24 2016-11-18 주식회사 포스코 초고강도 강판 및 이의 제조 방법
US10590770B2 (en) * 2015-03-06 2020-03-17 Snap-On Incorporated Reversing mechanism for a power tool
MX2018011606A (es) * 2016-03-25 2019-02-13 Jfe Steel Corp Chapa de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para producir la misma.
JP7120454B2 (ja) * 2019-04-08 2022-08-17 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
CN113943888A (zh) * 2021-09-01 2022-01-18 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种汽车用1.5~1.8mm340MPa级冷轧低合金高强钢及其生产方法
KR20230091218A (ko) * 2021-12-15 2023-06-23 주식회사 포스코 우수한 성형성과 높은 항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002180191A (ja) * 2000-12-11 2002-06-26 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性および延性に優れた高強度熱延鋼板
JP2005298956A (ja) * 2004-04-16 2005-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法
JP2009263718A (ja) * 2008-04-24 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1025224C (zh) * 1989-11-16 1994-06-29 川崎制铁株式会社 拉伸翻边特性优良的高强度冷轧钢板及熔融镀锌钢板以及它们的制造方法
JP3383017B2 (ja) 1993-07-19 2003-03-04 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた焼付け硬化性高強度冷延鋼板の製造方法
JPH09194935A (ja) * 1996-01-10 1997-07-29 Toyo Kohan Co Ltd ばね性に優れたガスケット材用冷延鋼板の製造法およびガスケット材
US6410163B1 (en) * 1998-09-29 2002-06-25 Kawasaki Steel Corporation High strength thin steel sheet, high strength alloyed hot-dip zinc-coated steel sheet, and method for producing them
JP2003034825A (ja) * 2001-07-25 2003-02-07 Nkk Corp 高強度冷延鋼板の製造方法
TW567231B (en) * 2001-07-25 2003-12-21 Nippon Steel Corp Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
JP4400079B2 (ja) 2002-03-29 2010-01-20 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細粒組織を有する冷延鋼板の製造方法
JP4639996B2 (ja) * 2004-07-06 2011-02-23 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板の製造方法
KR100979854B1 (ko) 2005-08-03 2010-09-02 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법
JP4867257B2 (ja) 2005-09-29 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5320681B2 (ja) 2007-03-19 2013-10-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法
KR101228610B1 (ko) * 2008-05-26 2013-02-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
CN102712980B (zh) * 2010-01-26 2014-07-02 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002180191A (ja) * 2000-12-11 2002-06-26 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性および延性に優れた高強度熱延鋼板
JP2005298956A (ja) * 2004-04-16 2005-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法
JP2009263718A (ja) * 2008-04-24 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11530461B2 (en) 2017-12-05 2022-12-20 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
US11530459B2 (en) 2017-12-05 2022-12-20 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2012026419A1 (ja) 2013-10-28
PL2610357T3 (pl) 2020-05-18
BR112013004195A2 (pt) 2016-05-10
KR101498398B1 (ko) 2015-03-03
CN103180468B (zh) 2015-07-01
KR20130047757A (ko) 2013-05-08
US9435013B2 (en) 2016-09-06
EP2610357B1 (en) 2019-12-18
CN103180468A (zh) 2013-06-26
BR112013004195B1 (pt) 2018-06-12
TW201221657A (en) 2012-06-01
EP2610357A4 (en) 2017-11-08
ES2765674T3 (es) 2020-06-10
EP2610357A1 (en) 2013-07-03
TWI449797B (zh) 2014-08-21
US20140144553A1 (en) 2014-05-29
JP4941619B2 (ja) 2012-05-30
EA201390277A1 (ru) 2013-06-28
WO2012026419A1 (ja) 2012-03-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EA022435B1 (ru) Холоднокатаный стальной лист и способ его получения
US10407749B2 (en) Process for manufacturing cold-rolled steel sheet
JP5440672B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US10526671B2 (en) Cold-rolled steel sheet and process for manufacturing same
JP6379716B2 (ja) 冷延鋼板及びその製造方法
CA2918720C (en) High-strength steel material for oil well and oil well pipes
JP6252710B2 (ja) 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
EP2730672B1 (en) Cold-rolled steel sheet
KR102544884B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
MX2013014134A (es) Metodo para la fabricacion de una lamina de acero galvanizado de alta resistencia que tiene una excelente estabilidad de propiedades mecanicas, formabilidad, y aspecto del recubrimiento.
JP2013221198A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JPWO2020026594A1 (ja) 高強度熱延めっき鋼板及びその製造方法
JP5821810B2 (ja) 細粒鋼板の製造方法
JP2012224884A (ja) 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法
JP6683291B2 (ja) 鋼板及び鋼板の製造方法
WO2017131052A1 (ja) 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
JP6699711B2 (ja) 高強度鋼帯の製造方法
JP7455112B2 (ja) ホットスタンプ成形体
JP5515623B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4622784B2 (ja) 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Lapse of a eurasian patent due to non-payment of renewal fees within the time limit in the following designated state(s)

Designated state(s): AM AZ BY KZ KG MD TJ TM RU