RU2575113C2 - High strength steel plate - steel plate and high strength galvanised steel plate having excellent stability of shape and method of their manufacturing - Google Patents
High strength steel plate - steel plate and high strength galvanised steel plate having excellent stability of shape and method of their manufacturing Download PDFInfo
- Publication number
- RU2575113C2 RU2575113C2 RU2014107494/02A RU2014107494A RU2575113C2 RU 2575113 C2 RU2575113 C2 RU 2575113C2 RU 2014107494/02 A RU2014107494/02 A RU 2014107494/02A RU 2014107494 A RU2014107494 A RU 2014107494A RU 2575113 C2 RU2575113 C2 RU 2575113C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel sheet
- amount
- phase
- residual austenite
- temperature
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 244
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 244
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 53
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 164
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 109
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 108
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 103
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 85
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 81
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 56
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims abstract description 55
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminum Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 53
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 45
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims abstract description 44
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 37
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 121
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 87
- 229910000529 magnetic ferrite Inorganic materials 0.000 claims description 57
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 57
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 56
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 55
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 49
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 43
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 41
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims description 39
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 claims description 34
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 claims description 34
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 32
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 31
- 238000005259 measurement Methods 0.000 claims description 26
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 23
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 19
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 18
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 16
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 16
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 claims description 16
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 16
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 14
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 238000005530 etching Methods 0.000 claims description 11
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 229910001392 phosphorus oxide Inorganic materials 0.000 claims description 8
- VSAISIQCTGDGPU-UHFFFAOYSA-N tetraphosphorus hexaoxide Chemical compound O1P(O2)OP3OP1OP2O3 VSAISIQCTGDGPU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 7
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 claims description 7
- 239000002131 composite material Substances 0.000 claims description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 4
- REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N aluminium(3+) Chemical class [Al+3] REDXJYDRNCIFBQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims 2
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 101
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 32
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 10
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 161
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 21
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 20
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 18
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 13
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 13
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 13
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 12
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 11
- 230000001131 transforming Effects 0.000 description 11
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000004453 electron probe microanalysis Methods 0.000 description 10
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 10
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 9
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 8
- GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce] GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 8
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 7
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 7
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 7
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 7
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 6
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 6
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N oxygen Chemical compound O=O MYMOFIZGZYHOMD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 6
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 6
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium(0) Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 5
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 5
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 4
- 229940091251 Zinc Supplements Drugs 0.000 description 4
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 4
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 4
- 229910052803 cobalt Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 3
- 230000000875 corresponding Effects 0.000 description 3
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 3
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 3
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 3
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 239000000523 sample Substances 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N Sulfuric acid Chemical compound OS(O)(=O)=O QAOWNCQODCNURD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 229910052790 beryllium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 2
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 2
- 229910052740 iodine Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052744 lithium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011135 tin Substances 0.000 description 2
- 238000005406 washing Methods 0.000 description 2
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N AI2O3 Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000036698 Distribution coefficient Effects 0.000 description 1
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- NWONKYPBYAMBJT-UHFFFAOYSA-L Zinc sulfate Chemical compound [Zn+2].[O-]S([O-])(=O)=O NWONKYPBYAMBJT-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 125000004429 atoms Chemical group 0.000 description 1
- 229910052792 caesium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007795 chemical reaction product Substances 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000010410 dusting Methods 0.000 description 1
- 238000002003 electron diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000002524 electron diffraction data Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000314 lubricant Substances 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical compound [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- PMZURENOXWZQFD-UHFFFAOYSA-L na2so4 Chemical compound [Na+].[Na+].[O-]S([O-])(=O)=O PMZURENOXWZQFD-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- TWXTWZIUMCFMSG-UHFFFAOYSA-N nitride(3-) Chemical compound [N-3] TWXTWZIUMCFMSG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N nitrogen group Chemical group [N] QJGQUHMNIGDVPM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N oxygen atom Chemical group [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 229910052938 sodium sulfate Inorganic materials 0.000 description 1
- 235000011152 sodium sulphate Nutrition 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing Effects 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229960001763 zinc sulfate Drugs 0.000 description 1
- 229910000368 zinc sulfate Inorganic materials 0.000 description 1
Abstract
Description
Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION
[0001] Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу и к высокопрочному гальванизированному стальному листу, обладающим превосходной стабильностью формы, и к способу их производства. Настоящая заявка основана на и испрашивает приоритет предшествующей японской патентной заявки № 2011-167689, поданной 29 июля 2011, полное содержание которой включено в настоящий документ посредством ссылки.[0001] The present invention relates to high strength steel sheet and to high strength galvanized steel sheet having excellent shape stability, and to a method for their production. This application is based on and claims the priority of Japanese Patent Application No. 2011-167689, filed July 29, 2011, the entire contents of which are incorporated herein by reference.
Уровень техникиState of the art
[0002] В последние годы спрос на высокопрочные стальные листы, используемые для автомобилей и т.п., увеличивался, и также использовались высокопрочные стальные листы, имеющие максимальное напряжение при растяжении 900 МПа или больше.[0002] In recent years, the demand for high strength steel sheets used for automobiles and the like has increased, and high strength steel sheets having a maximum tensile stress of 900 MPa or more have also been used.
Эти высокопрочные стальные листы формируются в больших количествах и с невысокими затратами посредством прессования аналогично мягким тонколистовым сталям и используются в качестве деталей. Однако в соответствии с высокими успехами в упрочнении в последние годы возникла та проблема, что в высокопрочном стальном листе, имеющем максимальное напряжение при растяжении 900 МПа или больше, сразу после прессования происходит упругая отдача, и поэтому становится трудно сформировать целевую форму.These high-strength steel sheets are formed in large quantities and at low cost by pressing similarly to mild steel sheets and are used as parts. However, in accordance with the high success in hardening in recent years, the problem has arisen that in a high-strength steel sheet having a maximum tensile stress of 900 MPa or more, elastic recoil occurs immediately after pressing, and therefore it becomes difficult to form a target shape.
[0003] В качестве способа улучшения стабильности формы обычного высокопрочного стального листа может быть упомянут гальванизированный стальной лист горячего цинкования погружением с высокой прочностью и высокой пластичностью, обладающий превосходной стабильностью формы, являющийся стальным листом, содержащим, в % мас., C: от 0,0001 до 0,3, Al: от 0,001 до 4, Mn: от 0,001 до 3, Мо: от 0,001 до 4, P: от 0,0001 до 0,3 и S: 0,01 или меньше, имеющий слой покрытия, содержащий Al: от 0,001 до 0,5, Mn: от 0,001 до 2, Fe: меньше чем 20, и остаток, состоящий из цинка и неизбежных примесей, и содержащий феррит или феррит и бейнит в суммарной объемной доле от 50% до 97% в качестве главной фазы, содержащий аустенит в объемной доле от 3% до 50% в качестве второй фазы, и имеющий отношение предела текучести к пределу прочности 0,7 или меньше (см., например, Патентный документ 1).[0003] As a method for improving the shape stability of a conventional high-strength steel sheet, mention may be made of hot dip galvanized steel sheet with high strength and high ductility, having excellent shape stability, being a steel sheet containing, in wt.%, C: from 0, 0001 to 0.3, Al: 0.001 to 4, Mn: 0.001 to 3, Mo: 0.001 to 4, P: 0.0001 to 0.3, and S: 0.01 or less, having a coating layer, containing Al: from 0.001 to 0.5, Mn: from 0.001 to 2, Fe: less than 20, and a residue consisting of zinc and inevitable impurities, and containing ferrite or ferrite and bainite in a total volume fraction of 50% to 97% as the main phase, containing austenite in a volume fraction of 3% to 50% as the second phase, and having a yield strength to tensile strength of 0.7 or less (see, for example, Patent Document 1).
[0004] Далее, в качестве способа улучшения стабильности формы обычного высокопрочного стального листа может быть упомянут высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной обрабатываемостью и стабильностью формы, имеющий структуру, которая содержит, в % мас., C: от 0,06 до 0,6, Si + Al: от 0,5 до 3, Mn: от 0,5 до 3, P: 0,15 или меньше (не включая 0%) и S: 0,02 или меньше (включая 0%), содержит 15% или больше мартенсита отпуска по соотношению площадей относительно всей структуры, содержит от 5% до 60% феррита по соотношению площадей относительно всей структуры, содержит 5% или больше фазы остаточного аустенита в объемной доле относительно всей структуры, и может дополнительно содержать бейнит и/или мартенсит, в котором доля фазы остаточного аустенита вне фазы остаточного аустенита, которая преобразуется в мартенсит путем приложения деформации в 2%, составляет от 20% до 50% (см., например, Патентный документ 2).[0004] Further, as a method for improving the shape stability of a conventional high-strength steel sheet, high-strength steel sheet having excellent machinability and shape stability, having a structure that contains, in wt.%, C: from 0.06 to 0.6, can be mentioned. Si + Al: 0.5 to 3, Mn: 0.5 to 3, P: 0.15 or less (not including 0%) and S: 0.02 or less (including 0%), contains 15 % or more tempering martensite in terms of area ratio relative to the whole structure, contains from 5% to 60% ferrite in terms of area ratio relative to the whole structure, contains 5% or more of the residual austenite phase in a volume fraction relative to the whole structure, and may additionally contain bainite and / or martensite, in which the fraction of the residual austenite phase outside the residual austenite phase, which is converted to martensite by applying a strain of 2%, is from 20% to 50 % (see, for example, Patent Document 2).
[0005] Далее, в качестве способа улучшения стабильности формы обычного высокопрочного стального листа может быть упомянут способ производства высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходной ударопрочностью и стабильностью формы, в котором сляб, имеющий состав C: от 0,08% мас. до 0,18% мас., Si: от 1,00% мас. до 2,0% мас., Mn: от 1,5% мас. до 3,0% мас., P: 0,03% мас. или меньше, S: 0,005% мас. или меньше, и Al общ: от 0,01% мас. до 0,1% мас., и имеющий степень сегрегации Mn по отношению к литому слябу от 1,05 до 1,10, подвергается горячей прокатке, затем дополнительно подвергается холодной прокатке, затем нагревается в течение времени выдержки 60 с или больше в двухфазной области или в однофазной области до температуры от 750°С до 870°С на линии непрерывного отжига, затем выполняется охлаждение в температурной области от 720°С до 600°С при средней скорости охлаждения 10°С/с или меньше, затем выполняется охлаждение, пока температура не достигнет величины от 350°С до 460°С при средней скорости охлаждения 10°С/с или больше, затем выполняется выдержка в течение от 30 с до 20 мин, и затем выполняется охлаждение до тех пор, пока температура не достигнет комнатной температуры, для того чтобы получить пятифазную структуру полигональный феррит, игольчатый феррит, бейнит, остаточный аустенит и мартенсит (см., например, Патентный документ 3).[0005] Further, as a method for improving the shape stability of a conventional high-strength steel sheet, a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent impact resistance and shape stability, in which a slab having a composition C: from 0.08% wt. up to 0.18% wt., Si: from 1.00% wt. up to 2.0% wt., Mn: from 1.5% wt. up to 3.0% wt., P: 0.03% wt. or less, S: 0.005% wt. or less, and Al total: from 0.01% wt. up to 0.1 wt.%, and having a degree of segregation of Mn with respect to the cast slab from 1.05 to 1.10, is hot rolled, then further cold rolled, then heated for a holding time of 60 s or more in a two-phase region or in the single-phase region to a temperature of 750 ° C to 870 ° C on a continuous annealing line, then cooling is performed in the temperature region from 720 ° C to 600 ° C at an average cooling rate of 10 ° C / s or less, then cooling is performed until the temperature does not reach a value of 350 ° C to 460 ° C with an average cooling rates of 10 ° C / s or more, then holding is performed for 30 s to 20 min, and then cooling is performed until the temperature reaches room temperature in order to obtain a five-phase structure polygonal ferrite, needle ferrite, bainite , residual austenite and martensite (see, for example, Patent Document 3).
[0006] Далее, в качестве способа улучшения стабильности формы обычного высокопрочного стального листа может быть упомянут высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной формуемостью и стабильностью формы, характеризуемый тем, что он состоит главным образом из ферритной фазы в количестве от 20% до 97% в объемной доле и фазы остаточного аустенита в количестве 3% или больше объемной доли, в котором доля части, отличающейся от ферритной фазы, имеющей соотношение длин сторон кристаллических зерен 2,5 или меньше, составляет от 50% до 95%, и стальной лист предпочтительно содержит C: от 0,05% мас. до 0,30% мас., Si: 2,0% мас. или меньше, Mn: от 0,8% мас. до 3,0% мас., P: от 0,003% мас. до 0,1% мас., S: 0,01% мас. или меньше, Al: от 0,01% мас. до 2,50% мас., и N: 0,007% мас. или меньше, в котором количества Si и Al удовлетворяют условию Si + Al≥0,50% мас. (см., например, Патентный документ 4).[0006] Further, as a method for improving the shape stability of a conventional high strength steel sheet, high strength steel sheet having excellent formability and shape stability, characterized in that it mainly consists of a ferritic phase in an amount of from 20% to 97% in volume, can be mentioned. the proportion and phase of residual austenite in an amount of 3% or more of a volume fraction in which the proportion of a part different from the ferritic phase having a crystal grain aspect ratio of 2.5 or less is from 50% to 95%, and steel sheet preferably contains C: 0.05% wt. up to 0.30% wt., Si: 2.0% wt. or less, Mn: from 0.8% wt. up to 3.0% wt., P: from 0.003% wt. up to 0.1% wt., S: 0.01% wt. or less, Al: from 0.01% wt. up to 2.50% wt., and N: 0.007% wt. or less, in which the amounts of Si and Al satisfy the condition Si + Al≥0.50% wt. (see, for example, Patent Document 4).
[0007] Далее, заявитель настоящей заявки раскрывает высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной пластичностью и способностью к отбортовке-вытяжке, содержащий предопределенные компоненты, и имеющий структуру стального листа, состоящую, в объемных долях, из ферритной фазы в количестве от 10% до 50%, фазы мартенсита отпуска в количестве от 10% до 50% и остающейся твердой фазы (см., например, Патентный документ 5).[0007] Further, the applicant of the present application discloses a high-strength steel sheet having excellent ductility and the ability to flange-hood, containing predetermined components, and having a steel sheet structure consisting, in volume fractions, of the ferrite phase in an amount of from 10% to 50% , martensite phases of tempering in an amount of from 10% to 50% and the remaining solid phase (see, for example, Patent Document 5).
Документы предшествующего уровня техникиBackground Documents
Патентные документыPatent documents
[0008] Патентный документ 1: японский патент № 2003-253386.[0008] Patent Document 1: Japanese Patent No. 2003-253386.
Патентный документ 2: японский патент № 2004-218025.Patent Document 2: Japanese Patent No. 2004-218025.
Патентный документ 3: японский патент № 2004-300452.Patent Document 3: Japanese Patent No. 2004-300452.
Патентный документ 4: японский патент № 2007-154283.Patent Document 4: Japanese Patent No. 2007-154283.
Патентный документ 5: международная заявка WO 2012/036269 A1.Patent Document 5: International Application WO 2012/036269 A1.
Раскрытие изобретенияDisclosure of invention
Проблемы, решаемые изобретениемProblems Solved by the Invention
[0009] Однако в Патентном документе 1 имелась проблема увеличения производственных затрат, поскольку необходимо добавлять большое количество дорогого молибдена.[0009] However, in Patent Document 1, there was a problem of increasing production costs, since it was necessary to add a large amount of expensive molybdenum.
Далее, в Патентном документе 2 этапы производства усложняются, поскольку стадия отжига после горячей прокатки выполняется в разделенных двух стадиях, и, кроме того, было трудно надежно обеспечить стабильность формы в высокопрочном стальном листе, имеющем максимальный предел прочности 900 МПа или больше.Further, in Patent Document 2, the production steps are complicated because the annealing step after hot rolling is carried out in two separate stages, and furthermore, it was difficult to reliably ensure mold stability in a high strength steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more.
Далее, в Патентном документе 3 требуется выполнять литье в управляемых условиях для того, чтобы уменьшить сегрегацию марганца в центральной части сляба при его производстве, и существует возможность снижения экономической эффективности производства.Further, in Patent Document 3, it is required to perform casting under controlled conditions in order to reduce the segregation of manganese in the central part of the slab during its production, and it is possible to reduce the economic efficiency of production.
Далее, в Патентном документе 4 структура стального листа и соотношение длин сторон кристаллических зерен задаются для того, чтобы улучшить стабильность формы, но никаких условий не задается для того, чтобы обеспечить пластичность и предел прочности, так что невозможно гарантировать стабильное получение высокопрочного стального листа с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше. Далее, стабильность формы в вышеуказанной высокопрочной области 900 МПа или больше является недостаточной, и, таким образом, было желательно дополнительно улучшить стабильность формы.Further, in Patent Document 4, the structure of the steel sheet and the aspect ratio of the crystal grains are set in order to improve the shape stability, but no conditions are set in order to provide ductility and tensile strength, so that it is impossible to guarantee stable production of a high-strength steel sheet with maximum tensile strength of 900 MPa or more. Further, the shape stability in the above high strength region of 900 MPa or more is insufficient, and thus it was desirable to further improve the shape stability.
Далее, в Патентном документе 5 в основном требуется иметь от 10% до 50% фазы мартенсита отпуска, так что имелась проблема ухудшения обрабатываемости.Further, in Patent Document 5, it is generally required to have from 10% to 50% of the tempering martensite phase, so that there is a problem of deterioration in workability.
[0010] Соответственно, настоящее изобретение было сделано, принимая во внимание эти обстоятельства, и его задача состоит в том, чтобы обеспечить высокопрочный стальной лист и высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющие превосходную стабильность формы и обрабатываемость, при одновременном обеспечении высокой прочности с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, а также способ их производства.[0010] Accordingly, the present invention has been made taking into account these circumstances, and its object is to provide a high strength steel sheet and a high strength galvanized steel sheet having excellent mold stability and machinability while providing high strength with maximum tensile strength 900 MPa or more, as well as the method of their production.
Средства решения проблемProblem Solving Tools
[0011] Авторы настоящего изобретения провели серьезные исследования для того, чтобы решить вышеописанные проблемы. В результате этого они обнаружили, что возможно получить стальной лист, имеющий превосходную стабильность формы и обрабатываемость с высокой степенью упрочнения на начальной стадии формования, обеспечивая высокую прочность с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, путем создания такой микроструктуры стального листа, чтобы она имела фазу остаточного аустенита, и путем концентрирования кремния и марганца в фазе остаточного аустенита.[0011] The authors of the present invention have conducted serious research in order to solve the above problems. As a result of this, they found that it is possible to obtain a steel sheet having excellent mold stability and workability with a high degree of hardening at the initial forming stage, providing high strength with a maximum tensile strength of 900 MPa or more, by creating such a microstructure of the steel sheet so that it has a phase residual austenite, and by concentrating silicon and manganese in the residual austenite phase.
[0012] Суть настоящего изобретения для того, чтобы решить вышеописанные проблемы, является следующей.[0012] The essence of the present invention in order to solve the above problems is as follows.
[0013] (1) Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной стабильностью формы, содержащий, в % мас., C: от 0,075 до 0,300, Si: от 0,30 до 2,5, Mn: от 1,3 до 3,50, P: от 0,001 до 0,030, S: от 0,0001 до 0,0100, Al: от 0,080 до 1,500, N: от 0,0001 до 0,0100, O: от 0,0001 до 0,0100 с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, в котором структура стального листа содержит от 5% до 20% в объемной доле фазы остаточного аустенита в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, количество углерода в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, составляет от 0,80 до 1,00 в % мас., значение WSiγ, определяемое как количество кремния в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превосходит значение WSi*, определяемое как среднее количество кремния в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, значение WMnγ, определяемое как количество марганца в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превосходит значение WMn*, определяемое как среднее количество марганца в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, и когда частотное распределение измеряется путем задания множества областей измерения, каждая из которых имеет диаметр 1 мкм или меньше, в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, для суммы отношения между значением WSi, определяемым как измеренное значение количества кремния в каждой из множества областей измерения, и значением WSi*, являющимся средним количеством кремния, и отношения между значением WAl, определяемым как измеренное значение количества алюминия в каждой из множества областей измерения, и значением WAl*, являющимся средним количеством алюминия, значение моды частотного распределения составляет от 1,95 до 2,05, а значение коэффициента эксцесса распределения составляет 2,00 или больше.[0013] (1) A high strength steel sheet having excellent shape stability, containing, in wt%, C: from 0.075 to 0.300, Si: from 0.30 to 2.5, Mn: from 1.3 to 3.50 , P: from 0.001 to 0.030, S: from 0.0001 to 0.0100, Al: from 0.080 to 1.500, N: from 0.0001 to 0.0100, O: from 0.0001 to 0.0100 with the remainder, consisting of iron and inevitable impurities, in which the structure of the steel sheet contains from 5% to 20% in the volume fraction of the residual austenite phase in the range from 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the amount of carbon in the solid solution contained in the residual phase austenite ranges from 0.80 to 1.00 in wt.%, significantly s W Siγ, defined as the amount of silicon in solid solution contained in the residual austenite phase of 1.10 times or more greater than W Si * value, defined as the average number of silicon in the range of 1/8 to 3/8 the thickness of the steel sheet thickness , the value of W Mnγ , defined as the amount of manganese in the solid solution contained in the residual austenite phase, is 1.10 times or more greater than the value of W Mn * , defined as the average amount of manganese in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet and when the frequency spread the division is measured by setting a plurality of measurement areas, each of which has a diameter of 1 μm or less, in the range from 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness of the steel sheet, for the sum of the relations between the value of W Si , defined as the measured value of the amount of silicon in each of a plurality of measurement areas, and a value of W Si * , which is the average amount of silicon, and the relationship between the value of W Al , defined as the measured value of the amount of aluminum in each of the many measurement areas, and the value of W Al * , which is the average amount m of aluminum, the frequency distribution mode value is from 1.95 to 2.05, and the distribution excess coefficient is 2.00 or more.
(2) В высокопрочном стальном листе, обладающем превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(1), структура стального листа дополнительно содержит от 10% до 75% в объемной доле ферритной фазы и одну или обе из фазы бейнитного феррита и фазы бейнита в суммарном количестве от 10% до 50%, фаза мартенсита отпуска ограничивается менее чем 10% в объемной доле, и фаза свежего мартенсита ограничивается 15% или меньше в объемной доле.(2) In a high-strength steel sheet having excellent shape stability in accordance with paragraph (1), the structure of the steel sheet further comprises from 10% to 75% in the volume fraction of the ferritic phase and one or both of the bainitic ferrite phase and the bainite phase in the total amount is from 10% to 50%, the tempering martensite phase is limited to less than 10% in the volume fraction, and the fresh martensite phase is limited to 15% or less in the volume fraction.
(3) Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной стабильностью формы, дополнительно содержащий, в % мас., один, или два, или больше из Ti: от 0,005 до 0,150, Nb: от 0,005 до 0,150, V: от 0,005 до 0,150 и B: от 0,0001 до 0,0100.(3) A high strength steel sheet having excellent shape stability, further comprising, in wt.%, One, two, or more of Ti: from 0.005 to 0.150, Nb: from 0.005 to 0.150, V: from 0.005 to 0.150 and B : from 0.0001 to 0.0100.
(4) Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(1), дополнительно содержащий, в % мас., один, или два, или больше из Мо: от 0,01 до 1,00, W: от 0,01 до 1,00, Cr: от 0,01 до 2,00, Ni: от 0,01 до 2,00 и Cu: от 0,01 до 2,00.(4) A high strength steel sheet having excellent mold stability according to (1), further comprising, in% by weight, one or two or more of Mo: from 0.01 to 1.00, W: from 0.01 to 1.00; Cr: from 0.01 to 2.00; Ni: from 0.01 to 2.00; and Cu: from 0.01 to 2.00.
(5) Высокопрочный стальной лист, обладающий превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(1), дополнительно содержащий в сумме от 0,0001% мас. до 0,5000% мас. один или два или больше из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и REM (Rare Earth Metal, редкоземельный металл).(5) A high-strength steel sheet having excellent mold stability in accordance with paragraph (1), additionally containing in total from 0.0001% wt. up to 0.5000% wt. one or two or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM (Rare Earth Metal, rare earth metal).
(6) Высокопрочный гальванизированный стальной лист, обладающий превосходной стабильностью формы, содержащий высокопрочный стальной лист в соответствии с п.(1) со сформированным на его поверхности слоем гальванического покрытия.(6) A high-strength galvanized steel sheet having excellent shape stability, comprising a high-strength steel sheet in accordance with paragraph (1) with a plated coating layer formed on its surface.
(7) Высокопрочный гальванизированный стальной лист, обладающий превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(6), в котором на поверхности слоя гальванического покрытия формируется покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего оксид фосфора и/или фосфор.(7) A high strength galvanized steel sheet having excellent mold stability according to (6), wherein a coating film consisting of a composite oxide containing phosphorus oxide and / or phosphorus is formed on the surface of the galvanic coating layer.
(8) Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, включающий в себя: стадию горячей прокатки, на которой сляб, содержащий, в % мас., C: от 0,075 до 0,300, Si: от 0,30 до 2,5, Mn: от 1,3 до 3,50, P: от 0,001 до 0,030, S: от 0,0001 до 0,0100, Al: от 0,080 до 1, 500, N: от 0,0001 до 0,0100, O: от 0,0001 до 0,0100, и остаток, состоящий из железа и неизбежных примесей, нагревается до температуры 1100°С или больше, выполняется горячая прокатка сляба в области температур, у которой более высокая температура из 850°С и температуры точки преобразования Ar3 устанавливается в качестве нижнего предела, выполняется первое охлаждение в диапазоне от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон со средней скоростью 10°С/с или более, выполняется сматывание листа в рулон в диапазоне температур сматывания листа в рулон от 600°С до 750°С, и выполняется второе охлаждение намотанного стального листа в диапазоне от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С со средней скоростью 15°С/час или менее; и стадию непрерывного отжига, которая включает в себя непрерывный отжиг стального листа при максимальной температуре нагрева от (температуры точки преобразования Ac1 + 40)°С до 1000°С после второго охлаждения, затем выполнение третьего охлаждения при средней скорости охлаждения от 1,0°С/с до 10,0°С/с в диапазоне от максимальной температуры нагрева до 700°С, затем выполнение четвертого охлаждения при средней скорости охлаждения от 5,0°С/с до 200,0°С/с в диапазоне температур от 700°С до 500°С, и затем, после того, как он подвергнут четвертому охлаждению, выполнение процесса выдержки стального листа в течение от 30 с до 1000 с в диапазоне температур от 350°С до 450°С.(8) A method of manufacturing a high strength steel sheet having excellent shape stability, comprising: a hot rolling step, in which a slab containing, in% by weight, C: from 0.075 to 0.300, Si: from 0.30 to 2.5 , Mn: 1.3 to 3.50, P: 0.001 to 0.030, S: 0.0001 to 0.0100, Al: 0.080 to 1, 500, N: 0.0001 to 0.0100, O: from 0.0001 to 0.0100, and the remainder, consisting of iron and inevitable impurities, is heated to a temperature of 1100 ° C or more, hot rolling of the slab is performed in the temperature region, which has a higher temperature of 850 ° C and the temperature of the point We establish Ar 3 transformation as the lower limit, the first cooling is performed in the range from the end of hot rolling to the beginning of sheet winding at an average speed of 10 ° C / s or more, sheet winding is performed in the temperature range of sheet winding from 600 ° C to 750 ° C, and the second cooling of the wound steel sheet is performed in the range from the temperature of the sheet being rolled up to (the temperature of the sheet being rolled up to 100) ° C at an average speed of 15 ° C / hour or less; and a step of continuous annealing, which includes continuous annealing of the steel sheet at a maximum heating temperature from (temperature of the conversion point Ac 1 + 40) ° C to 1000 ° C after the second cooling, then performing the third cooling at an average cooling rate of 1.0 ° C / s to 10.0 ° C / s in the range from the maximum heating temperature to 700 ° C, then performing the fourth cooling at an average cooling rate of 5.0 ° C / s to 200.0 ° C / s in the temperature range from 700 ° C to 500 ° C, and then, after it is subjected to a fourth cooling, you completing the aging process of the steel sheet for from 30 s to 1000 s in the temperature range from 350 ° C to 450 ° C.
(9) Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(8), включающий в себя между стадией горячей прокатки и стадией непрерывного отжига стадию холодной прокатки, которая включает в себя выполнение травления, а затем выполнение холодной прокатки со степенью обжатия от 30% до 75%.(9) A method for manufacturing a high strength steel sheet having excellent mold stability according to (8), comprising between a hot rolling step and a continuous annealing step a cold rolling step that includes etching and then performing cold rolling with a reduction ratio of 30% to 75%.
(10) Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(8), включающий в себя после стадии непрерывного отжига стадию дрессировки, заключающуюся в выполнении прокатки стального листа со степенью обжатия меньше чем 10%.(10) A method for producing a high-strength steel sheet having excellent shape stability in accordance with (8), which includes, after the continuous annealing step, a tempering step comprising rolling a steel sheet with a reduction ratio of less than 10%.
(11) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, включающий в себя после выполнения процесса выдержки при производстве высокопрочного стального листа в способе производства в соответствии с п.(8) формирование слоя гальванического покрытия на поверхности стального листа путем выполнения электролитической гальванизации.(11) A method of manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent shape stability, comprising, following the holding process in the production of a high-strength steel sheet in the production method in accordance with paragraph (8), forming a plating layer on the surface of the steel sheet by performing electrolytic galvanization .
(12) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, включающий в себя между четвертым охлаждением и процессом выдержки или после процесса выдержки при производстве высокопрочного стального листа в способе производства в соответствии с п.(8) формирование слоя гальванического покрытия на поверхности стального листа путем погружения стального листа в ванну для гальванизации.(12) A method of manufacturing a high strength galvanized steel sheet having excellent shape stability, comprising between a fourth cooling and a holding process or after a holding process in the production of a high strength steel sheet in a manufacturing method according to (8), forming a plating layer on the surface steel sheet by immersing the steel sheet in a galvanizing bath.
(13) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(12), в котором стальной лист после погружения в ванну для гальванизации повторно нагревается до температуры от 460°С до 600°С и выдерживается в течение двух секунд или больше для легирования слоя гальванического покрытия. (13) A method for manufacturing a high strength galvanized steel sheet having excellent mold stability according to (12), wherein the steel sheet is reheated after being immersed in the galvanizing bath to a temperature of from 460 ° C. to 600 ° C. and held for two seconds or more to alloy the plating layer.
(14) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(11), в котором после формирования слоя гальванического покрытия на его поверхность наносится покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего любое или оба из оксида фосфора и фосфора.(14) A method for producing a high-strength galvanized steel sheet having excellent shape stability in accordance with (11), wherein, after forming the plating layer, a coating film consisting of a composite oxide containing either or both of phosphorus oxide is applied to its surface. and phosphorus.
(15) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, обладающего превосходной стабильностью формы, в соответствии с п.(13), в котором после легирования слоя гальванического покрытия на его поверхность наносится покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего любое или оба из оксида фосфора и фосфора.(15) A method for producing a high-strength galvanized steel sheet having excellent shape stability in accordance with (13), wherein, after doping a plating layer, a coating film consisting of a composite oxide containing either or both of phosphorus oxide is applied to its surface. and phosphorus.
Эффект изобретенияEffect of the invention
[0014] Каждый из высокопрочного стального листа и высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению содержит предопределенные химические компоненты, и когда частотное распределение измеряется в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, для суммы отношения между измеренным значением количества кремния и средним количеством кремния, и отношения между измеренным значением количества алюминия и средним количеством алюминия значение моды частотного распределение составляет от 1,95 до 2,05, а значение коэффициента эксцесса распределения составляет 2,00 или больше, так что возможно создать такое состояние распределения, когда либо кремний, либо алюминий существуют в количестве, являющемся равным или больше среднего количества во всей области стального листа. Соответственно, образование карбида на основе железа подавляется, и появляется возможность препятствовать расходованию потребления углерода для образования карбида. Поэтому становится возможным устойчиво обеспечить фазу остаточного аустенита, что приводит к тому, что стабильность формы, пластичность и предел прочности могут быть в значительной степени улучшены.[0014] Each of the high-strength steel sheet and the high-strength galvanized steel sheet of the present invention contains predetermined chemical components, and when the frequency distribution is measured in the range from 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness of the steel sheet, for the sum of the ratio between the measured amount of silicon and the average amount of silicon, and the relationship between the measured value of the amount of aluminum and the average amount of aluminum, the frequency distribution mode value is from 1.95 to 2.05, and the value of ffitsienta kurtosis distribution is 2.00 or more, so that it is possible to create such a distribution state when either silicon or aluminum, exist in an amount, which is equal to or more than the average amount in the entire region of the steel sheet. Accordingly, the formation of iron-based carbide is suppressed, and it becomes possible to prevent the consumption of carbon for the formation of carbide. Therefore, it becomes possible to stably provide a phase of residual austenite, which leads to the fact that the stability of the form, ductility and tensile strength can be significantly improved.
Далее, в каждом из высокопрочного стального листа и высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению фаза остаточного аустенита занимает от 5% до 20% от объема, количество кремния, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превышает среднее количество кремния, количество марганца, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превышает среднее количество марганца, и количество углерода, содержащегося в фазе остаточного аустенита, составляет от 0,80 до 1,00 в % мас., так чтобы было возможно получить стальной лист, имеющий превосходную стабильность формы и обрабатываемость, обеспечивая при этом высокую прочность с максимальным пределом прочности, равным 900 МПа или больше.Further, in each of the high-strength steel sheet and the high-strength galvanized steel sheet of the present invention, the residual austenite phase occupies from 5% to 20% by volume, the amount of silicon contained in the residual austenite phase is 1.10 times or more the average amount of silicon, the amount of manganese contained in the residual austenite phase is 1.10 times or more higher than the average amount of manganese, and the amount of carbon contained in the residual austenite phase is from 0.80 to 1.00 in wt.%, so that it was possible to obtain a steel sheet having excellent mold stability and machinability, while providing high strength with a maximum tensile strength of 900 MPa or more.
[0015] Далее, в способе производства стального листа по настоящему изобретению стадия создания сляба, содержащего предопределенные химические компоненты, для изготовления рулона горячекатаного листа, включает в себя первую стадию охлаждения, в которой скорость охлаждения от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон устанавливается в 10°С/с или больше, стадию сматывания листа в рулон стального листа в рулон в диапазоне температур сматывания листа в рулон от 600°С до 700°С, и вторую стадию охлаждения, в которой средняя скорость охлаждения от температуры сматывания листа в рулон стального листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С устанавливается в 15°С/час или меньше, так чтобы кремний в твердом растворе и алюминий в твердом растворе во внутренней части стального листа могли быть распределены симметричным образом, а именно количество алюминия уменьшается в части, где количество кремния является большим, и часть, где концентрируется кремний в твердом растворе кремния, и часть, где концентрируется марганец в твердом растворе, могут быть одной и той же частью.[0015] Further, in the method for manufacturing a steel sheet of the present invention, the step of creating a slab containing predetermined chemical components for manufacturing a coil of hot rolled sheet includes a first cooling step in which the cooling rate from completion of hot rolling to the start of rolling of the sheet into a roll is set at 10 ° C / s or more, the step of winding the sheet into a roll of steel sheet into a roll in the temperature range of winding the sheet into a roll from 600 ° C to 700 ° C, and a second cooling step in which the average speed the cooling temperature from the temperature of sheet winding into a roll of steel sheet into a roll to (the temperature of winding a sheet into a roll is 100) ° C is set to 15 ° C / hour or less, so that silicon in solid solution and aluminum in solid solution in the inner part of the steel sheet could be distributed symmetrically, namely, the amount of aluminum decreases in the part where the amount of silicon is large, and the part where silicon is concentrated in a solid solution of silicon, and the part where manganese is concentrated in a solid solution, can be one and the same part.
Далее, в способе производства стального листа по настоящему изобретению, стадия пропускания стального листа через линию непрерывного отжига включает в себя стадию выполнения отжига при максимальной температуре нагрева от (температуры точки преобразования Ac1 + 40)°С до 1000°С, третью стадию охлаждения стального листа от максимальной температуры нагрева до 700°С при средней скорости охлаждения от 1,0°С/с до 10,0°С/с, четвертую стадию охлаждения стального листа от 700°С до 500°С при средней скорости охлаждения от 5,0°С/с до 200,0°С/с и после этого стадию выдержки стального листа в течение от 30 с до 1000 с в диапазоне температур от 350°С до 450°С, так чтобы микроструктура стального листа содержала от 5% до 20% фазы остаточного аустенита, и кремний, марганец и углерод могли содержаться в твердом растворе в предопределенной концентрации в фазе остаточного аустенита, приводя к тому, что могут быть получены высокопрочный стальной лист или высокопрочный гальванизированный стальной лист, способные обеспечить высокую прочность с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше и обладающие превосходной стабильностью формы и обрабатываемостью.Further, in the method for manufacturing a steel sheet of the present invention, the step of passing the steel sheet through a continuous annealing line includes the step of performing annealing at a maximum heating temperature from (temperature of the conversion point Ac 1 + 40) ° C to 1000 ° C, a third stage of cooling the steel sheet from the maximum heating temperature to 700 ° C with an average cooling rate of 1.0 ° C / s to 10.0 ° C / s, the fourth stage of cooling a steel sheet from 700 ° C to 500 ° C with an average cooling rate of 5, 0 ° C / s to 200.0 ° C / s and after that the stage Exposure of the steel sheet for 30 s to 1000 s in the temperature range from 350 ° C to 450 ° C, so that the microstructure of the steel sheet contains from 5% to 20% of the residual austenite phase, and silicon, manganese and carbon can be contained in solid solution at a predetermined concentration in the phase of residual austenite, leading to the fact that it can be obtained high-strength steel sheet or high-strength galvanized steel sheet capable of providing high strength with a maximum tensile strength of 900 MPa or more and having excellent th form stability and machinability.
Способ реализации изобретенияMethod for implementing the invention
[0016] Далее будут подробно описаны высокопрочный стальной лист и высокопрочный гальванизированный стальной лист, обладающие превосходной стабильностью формы, и способ их производства по настоящему изобретению.[0016] Next, a high-strength steel sheet and a high-strength galvanized steel sheet having excellent shape stability and a method for producing them according to the present invention will be described in detail.
[0017] <Высокопрочный стальной лист>[0017] <High Strength Steel Sheet>
Высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению является стальным листом, который содержит, в % мас., C: от 0,075 до 0,300, Si: от 0,30 до 2,5, Mn: от 1,3 до 3,50, P: от 0,001 до 0,030, S: от 0,0001 до 0,0100, Al: от 0,080 до 1,500, N: от 0,0001 до 0,0100, O: от 0,0001 до 0,0100 с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, в котором структура стального листа содержит от 5% до 20% в объемной доле фазы остаточного аустенита в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, количество углерода в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, составляет от 0,80 до 1,00 в % мас., значение WSiγ, определяемое как количество кремния в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превосходит значение WSi*, определяемое как среднее количество кремния в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, значение WMnγ, определяемое как количество марганца в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превосходит значение WMn*, определяемое как среднее количество марганца в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, и когда частотное распределение измеряется путем задания множества областей измерения, каждая из которых имеет диаметр 1 мкм или меньше, в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, для суммы отношения между значением WSi, определяемым как измеренное значение количества кремния в каждой из множества областей измерения, и значением WSi*, являющимся средним количеством кремния, и отношения между значением WAl, определяемым как измеренное значение количества алюминия в каждой из множества областей измерения, и значением WAl*, являющимся средним количеством алюминия, значение моды частотного распределения составляет от 1,95 до 2,05, а значение коэффициента эксцесса распределения составляет 5,00 или больше.The high strength steel sheet of the present invention is a steel sheet that contains, in wt.%, C: from 0.075 to 0.300, Si: from 0.30 to 2.5, Mn: from 1.3 to 3.50, P: from 0.001 to 0.030, S: 0.0001 to 0.0100, Al: 0.080 to 1.500, N: 0.0001 to 0.0100, O: 0.0001 to 0.0100 with the remainder consisting of iron and unavoidable impurities, in which the structure of the steel sheet contains from 5% to 20% in the volume fraction of the phase of residual austenite in the range from 1/8 thickness to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the amount of carbon in the solid solution contained in the phase of residual austenite is from 0.80 to 1.00 in% wt., W Siγ , defined as the amount of silicon in the solid solution contained in the residual austenite phase, is 1.10 times or more greater than W Si * , defined as the average amount of silicon in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet , the value of W Mnγ , defined as the amount of manganese in the solid solution contained in the residual austenite phase, is 1.10 times or more greater than the value of W Mn * , defined as the average amount of manganese in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet and when the frequency aspredelenie measured by setting a plurality of measuring areas, each of which has a diameter of 1 micron or less in thickness ranging from 1/8 to 3/8 the thickness of the steel sheet, the relationship between the amount of W Si value, defined as the amount of silicon measured value in each of the a plurality of measuring areas, and W Si * value is the average amount of silicon, and the relationship between the value of W Al, defined as the amount of aluminum measured value in each of the plurality of measurement fields and a value W Al *, which is an average coli ETS aluminum fashion value frequency distribution is from 1.95 to 2.05, a Kurtosis value of the distribution coefficient is 5.00 or more.
Далее будут описаны причины ограничения структуры стального листа и химических компонентов (состава) в настоящем изобретении. Следует отметить, что обозначение % означает объемную долю в структуре, а также означает % мас. в составе, если не указано иное.Next, reasons for limiting the structure of the steel sheet and the chemical components (composition) in the present invention will be described. It should be noted that the designation% means the volume fraction in the structure, and also means% wt. composed unless otherwise indicated.
[0018] Структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению содержит предопределенные химические компоненты, и в ней в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа содержится от 5% до 20% в объемной доле фазы остаточного аустенита, количество углерода в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, составляет от 0,80 до 1,00 в % мас., значение WMnγ/WMn*, являющееся отношением между количеством WMnγ марганца в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, и средним количеством WMn* марганца в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, составляет 1,10 или больше, и значение WSiγ/WSi*, являющееся отношением между количеством кремния в твердом растворе WSiγ в фазе остаточного аустенита и средним количеством WSi* кремния в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, составляет 1,10 или больше, так чтобы был получен стальной лист, имеющий превосходную стабильность формы и обрабатываемость и обеспечивающий высокую прочность с пределом прочности 900 МПа или больше.[0018] The structure of the high-strength steel sheet of the present invention contains predetermined chemical components, and in the range from 1/8 thickness to 3/8 thickness of the steel sheet contains from 5% to 20% in the volume fraction of the residual austenite phase, the amount of carbon in solid the solution contained in the residual austenite phase is from 0.80 to 1.00 in wt.%, the value of W Mnγ / W Mn * , which is the ratio between the amount of W Mnγ manganese in the solid solution contained in the residual austenite phase and the average amount W Mn * Manganese in the range from 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness of the steel sheet, it is 1.10 or more, and the value of W Siγ / W Si * , which is the ratio between the amount of silicon in the solid solution W Siγ in the residual austenite phase and the average amount of W Si * silicon in the range from 1/8 thickness to 3/8 thickness of the steel sheet is 1.10 or more, so that a steel sheet having excellent mold stability and processability and providing high strength with a tensile strength of 900 MPa or more is obtained.
Следует отметить, что желательно, чтобы от 5% до 20% в объемной доле фазы остаточного аустенита содержалась во всей структуре стального листа. Однако структура металла в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, центром которого является 1/4 толщины стального листа, характеризует структуру всего стального листа. Поэтому, если от 5% до 20% в объемной доле фазы остаточного аустенита содержится в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, можно считать, что от 5% до 20% в объемной доле фазы остаточного аустенита содержится по существу во всей структуре стального листа. Поэтому в настоящем изобретении определяется диапазон объемной доли остаточного аустенита в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины основного стального листа.It should be noted that it is desirable that from 5% to 20% in the volume fraction of the residual austenite phase is contained in the entire structure of the steel sheet. However, the metal structure in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the center of which is 1/4 of the thickness of the steel sheet, characterizes the structure of the entire steel sheet. Therefore, if from 5% to 20% in the volume fraction of the residual austenite phase is contained in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, it can be considered that from 5% to 20% in the volume fraction of the residual austenite phase is contained essentially in the entire structure of the steel sheet. Therefore, the present invention determines the range of volume fraction of residual austenite in the range from 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness of the base steel sheet.
Для определения объемной доли фазы остаточного аустенита проводится рентгеновский анализ путем задания поверхности наблюдения, которая параллельна поверхности стального листа и находится на глубине 1/4 толщины листа, после чего вычисляется доля площади остаточного аустенита, которая затем может быть принята за объемную долю.To determine the volume fraction of the phase of residual austenite, an X-ray analysis is performed by setting the observation surface that is parallel to the surface of the steel sheet and located at a depth of 1/4 of the sheet thickness, after which the fraction of the area of residual austenite is calculated, which can then be taken as the volume fraction.
Следует отметить, что микроструктура в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины листа имеет высокую однородность, и если измерение выполняется на достаточной большой области, то возможно получить фракцию микроструктуры, представляющую фракцию в области от 1/8 до 3/8 толщины листа, в каком бы месте в области от 1/8 до 3/8 толщины листа измерение не проводилось.It should be noted that the microstructure in the range from 1/8 to 3/8 of the sheet thickness has high uniformity, and if the measurement is carried out on a sufficiently large area, it is possible to obtain a fraction of the microstructure representing a fraction in the region from 1/8 to 3/8 of the sheet thickness , no matter where in the region from 1/8 to 3/8 of the sheet thickness, the measurement is carried out.
Рентгеновское дифракционное испытание выполняется на произвольной поверхности, которая параллельна поверхности стального листа и находится на глубине от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, для того чтобы вычислить долю площади фазы остаточного аустенита, и результат вычисления может быть расценен как объемная доля в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа. Конкретно, предпочтительно выполнять рентгеновское дифракционное испытание на поверхности, которая параллельна поверхности стального листа и находится на глубине 1/4 толщины стального листа, на площади 250000 мкм2 или больше.An X-ray diffraction test is performed on an arbitrary surface that is parallel to the surface of the steel sheet and is at a depth of 1/8 of the thickness to 3/8 of the thickness of the steel sheet in order to calculate the fraction of the residual austenite phase area, and the calculation result can be regarded as the volume fraction in range from 1/8 thickness to 3/8 thickness of steel sheet. Specifically, it is preferable to perform an X-ray diffraction test on a surface that is parallel to the surface of the steel sheet and is at a depth of 1/4 of the thickness of the steel sheet, on an area of 250,000 μm 2 or more.
Далее будут подробно описаны элементы твердого раствора и количество элементов твердого раствора в фазе остаточного аустенита.Next will be described in detail the elements of the solid solution and the number of elements of the solid solution in the phase of residual austenite.
[0019] (Фаза остаточного аустенита)[0019] (Residual austenite phase)
Количество элементов твердого раствора в фазе остаточного аустенита определяет стабильность фазы остаточного аустенита и изменяет количество деформации, требующееся для преобразования фазы остаточного аустенита в твердый мартенсит. Поэтому возможно управлять поведением при упрочняющей обработке, управляя количеством элементов твердого раствора в фазе остаточного аустенита, что приводит к тому, что стабильность формы, пластичность и предел прочности могут быть в значительной степени улучшены.The number of solid solution elements in the residual austenite phase determines the stability of the residual austenite phase and changes the amount of deformation required to convert the residual austenite phase to solid martensite. Therefore, it is possible to control the behavior during hardening treatment by controlling the number of elements of the solid solution in the phase of residual austenite, which leads to the fact that the shape stability, ductility and tensile strength can be significantly improved.
[0020] Углерод в твердом растворе в фазе остаточного аустенита является элементом, который увеличивает стабильность фазы остаточного аустенита и увеличивает прочность преобразованного мартенсита. Если количество углерода в твердом растворе составляет меньше чем 0,80%, невозможно достичь достаточного эффекта улучшения пластичности остаточного аустенита, так что в данном варианте нижний предел количества углерода в твердом растворе устанавливается равным 0,80%. Следует отметить, что для того чтобы достаточно увеличить пластичность, количество углерода в твердом растворе предпочтительно составляет 0,85% или больше и более предпочтительно составляет 0,90% или больше. С другой стороны, если количество углерода в твердом растворе превышает 1,00%, прочность преобразованного мартенсита увеличивается слишком сильно, и мартенсит начинает действовать как отправная точка разрушения при обработке, в которой локально создается большое напряжение, такой как отбортовка внутренних кромок, что только ухудшает формуемость, так что верхний предел количества углерода в твердом растворе устанавливается равным 1,00% или меньше. С этой точки зрения количество углерода в твердом растворе предпочтительно составляет 0,98% или меньше и более предпочтительно составляет 0,96% или меньше.[0020] Carbon in solid solution in the residual austenite phase is an element that increases the stability of the residual austenite phase and increases the strength of the converted martensite. If the amount of carbon in the solid solution is less than 0.80%, it is not possible to achieve a sufficient effect of improving the ductility of residual austenite, so in this embodiment, the lower limit of the amount of carbon in the solid solution is set to 0.80%. It should be noted that in order to sufficiently increase ductility, the amount of carbon in the solid solution is preferably 0.85% or more, and more preferably 0.90% or more. On the other hand, if the amount of carbon in the solid solution exceeds 1.00%, the strength of the converted martensite increases too much, and the martensite begins to act as a starting point of failure during processing, where a large stress is created locally, such as flanging of the inner edges, which only worsens formability, so that the upper limit of the amount of carbon in the solid solution is set to 1.00% or less. From this point of view, the amount of carbon in the solid solution is preferably 0.98% or less, and more preferably 0.96% or less.
[0021] Следует отметить, что количество (Cγ) углерода в твердом растворе в фазе остаточного аустенита может быть определено с помощью следующего уравнения (1) путем выполнения рентгеновского дифракционного испытания при тех же самых условиях, что и при измерении доли площади фазы остаточного аустенита, для того чтобы определить постоянную решетки фазы остаточного аустенита.[0021] It should be noted that the amount of (C γ ) carbon in the solid solution in the residual austenite phase can be determined using the following equation (1) by performing an X-ray diffraction test under the same conditions as when measuring the fraction of the area of the residual austenite phase , in order to determine the lattice constant of the residual austenite phase.
[0022] [Математическое уравнение 1][0022] [Mathematical equation 1]
[0023] Марганец в твердом растворе в фазе остаточного аустенита является элементом, который увеличивает стабильность фазы остаточного аустенита. Если количество марганца в твердом растворе в фазе остаточного аустенита устанавливается равным WMnγ, а среднее количество марганца в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа устанавливается равным WMn*, нижний предел значения WMnγ/WMn*, являющегося отношением этих двух величин, устанавливается в данном варианте осуществления равным 1,1 или больше. Следует отметить, что для того чтобы увеличить стабильность фазы остаточного аустенита, значение WMnγ/WMn* предпочтительно составляет 1,15 или больше и более предпочтительно составляет 1,20 или больше.[0023] Manganese in solid solution in the residual austenite phase is an element that increases the stability of the residual austenite phase. If the amount of manganese in the solid solution in the residual austenite phase is set to W Mnγ , and the average amount of manganese in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet is set to W Mn * , the lower limit of the value of W Mnγ / W Mn * , which is the ratio of these two values, is set in this embodiment to 1.1 or more. It should be noted that in order to increase the stability of the residual austenite phase, the value of W Mnγ / W Mn * is preferably 1.15 or more and more preferably 1.20 or more.
[0024] Далее кремний в твердом растворе в фазе остаточного аустенита является элементом, который умеренно дестабилизирует фазу остаточного аустенита, увеличивает эффективность упрочняющей обработки и увеличивает стабильность формы в области низкой деформации. Конкретно, путем концентрации кремния в фазе остаточного аустенита возможно придать умеренную неустойчивость фазе остаточного аустенита, так, чтобы было возможным легко вызвать преобразование при прикладывании напряжения и создать достаточное упрочнение на начальной стадии обработки. С другой стороны, кремний в твердом растворе в фазе остаточного аустенита является элементом, который увеличивает стабильность фазы остаточного аустенита и способствует локальной пластичности в области высоких напряжений.[0024] Further, solid-state silicon in the residual austenite phase is an element that moderately destabilizes the residual austenite phase, increases the strength of the hardening treatment, and increases the shape stability in the low deformation region. Specifically, by the concentration of silicon in the phase of residual austenite, it is possible to impart moderate instability to the phase of residual austenite, so that it is possible to easily cause a conversion upon application of stress and to create sufficient hardening at the initial stage of processing. On the other hand, silicon in solid solution in the residual austenite phase is an element that increases the stability of the residual austenite phase and promotes local ductility in the high-stress region.
В настоящем варианте осуществления путем установки величины WSiγ/WSi*, являющейся отношением между количеством WSiγ кремния в твердом растворе в фазе остаточного аустенита и средним количеством WSi* кремния в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, равной 1,10 или больше, обеспечивается влияние кремния в твердом растворе, описанное выше. Следует отметить, что значение WSiγ/WSi* предпочтительно составляет 1,15 или больше и более предпочтительно составляет 1,20 или больше.In the present embodiment, by setting the value of W Siγ / W Si * , which is the ratio between the amount of W Siγ silicon in the solid solution in the residual austenite phase and the average amount of W Si * silicon in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet equal to 1.10 or more, the effect of silicon in the solid solution described above is ensured. It should be noted that the value of W Siγ / W Si * is preferably 1.15 or more and more preferably 1.20 or more.
[0025] Далее, количество марганца в твердом растворе и количество кремния в твердом растворе в фазе остаточного аустенита получаются сначала отбором образца посредством задания в качестве поверхности наблюдения сечения по толщине, параллельного направлению прокатки стального листа, в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа. Затем в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, центром которого является 1/4 толщины стального листа, выполняется электронно-зондовый микроанализ (EPMA) для того, чтобы измерить количество кремния и марганца. Измерение выполняется при диаметре исследования, установленном в диапазоне от 0,2 мкм до 1,0 мкм, время измерения на одну точку устанавливается равным 10 мс или больше, и количества марганца и кремния измеряются в 2500 точках или большее на основе анализа области, чтобы таким образом создать карты концентрации кремния и марганца.[0025] Further, the amount of manganese in the solid solution and the amount of silicon in the solid solution in the residual austenite phase are first obtained by sampling by setting as the observation surface a section in thickness parallel to the rolling direction of the steel sheet in the range from 1/8 to 3/8 steel sheet thickness. Then, in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the center of which is 1/4 of the thickness of the steel sheet, an electron probe microanalysis (EPMA) is performed in order to measure the amount of silicon and manganese. The measurement is performed with the study diameter set in the range from 0.2 μm to 1.0 μm, the measurement time per point is set to 10 ms or more, and the quantities of manganese and silicon are measured at 2500 points or more based on the analysis of the region so that way to create maps of the concentration of silicon and manganese.
Здесь в описанных выше результатах измерения точка, в которой концентрация марганца превышает в три раза добавленную концентрацию марганца, может рассматриваться как точка, в которой измеряется включение, такое как сульфид марганца. Далее, точка, в которой концентрация марганца составляет меньше чем 1/3 от добавленной концентрации марганца, может рассматриваться как точка, в которой измеряется включение, такое как окись алюминия. Так как концентрации марганца в этих включениях почти совсем не влияют на поведение фазового преобразования в основном железе, результаты измерения включений исключаются из вышеописанных результатов измерения. Следует отметить, что результаты измерения кремния также обрабатываются подобным образом, и результаты измерения включений исключаются из вышеописанных результатов измерения.Here, in the measurement results described above, the point at which the manganese concentration is three times the added concentration of manganese can be considered as the point at which the inclusion is measured, such as manganese sulfide. Further, the point at which the concentration of manganese is less than 1/3 of the added concentration of manganese can be considered as the point at which the inclusion, such as alumina, is measured. Since the concentration of manganese in these inclusions almost does not affect the behavior of the phase transformation in the main iron, the results of measuring inclusions are excluded from the above measurement results. It should be noted that silicon measurement results are also processed in a similar manner, and inclusion measurement results are excluded from the above measurement results.
Далее, проанализированная область либо до, либо после вышеописанного анализа EPMA наблюдается при помощи метода анализа картин дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD), распределения железа, имеющего гранецентрированную кубическую структуру (фаза остаточного аустенита), и железа, имеющего объемно-центрированную кубическую структуру (феррит), наносятся на карту, полученная карта накладывается на карты концентрации кремния и марганца, и определяются количества кремния и марганца в области, перекрывающейся с областью железа, имеющего гранецентрированную кубическую структуру, а именно остаточного аустенита. Соответственно, может быть определено количество кремния в твердом растворе и количество марганца в твердом растворе в фазе остаточного аустенита.Further, the analyzed region either before or after the above-described EPMA analysis is observed using the method of analysis of backscattered electron diffraction patterns (EBSD), the distribution of iron having a face-centered cubic structure (residual austenite phase), and iron having a body-centered cubic structure ( ferrite), are applied to the map, the resulting map is superimposed on the concentration maps of silicon and manganese, and the amounts of silicon and manganese in the region overlapping with the region of iron having g a non-centered cubic structure, namely, residual austenite. Accordingly, the amount of silicon in the solid solution and the amount of manganese in the solid solution in the residual austenite phase can be determined.
[0026] Кремний в твердом растворе в фазе остаточного аустенита является элементом, который умеренно дестабилизирует фазу остаточного аустенита, увеличивает эффективность упрочняющей обработки и увеличивает стабильность формы в области низких напряжений, а также является элементом, который увеличивает стабильность фазы остаточного аустенита и способствует локальной пластичности в области высоких напряжений, как описано выше, и в дополнение к этому он также является элементом, подавляющим образование карбида на основе железа.[0026] Silicon in solid solution in the residual austenite phase is an element that moderately destabilizes the residual austenite phase, increases the strength of the hardening treatment and increases the shape stability at low stresses, and is also an element that increases the stability of the residual austenite phase and promotes local ductility in high voltage region, as described above, and in addition to this, it is also an element that inhibits the formation of iron-based carbide.
Обычно, когда кремний только концентрируется в фазе остаточного аустенита, карбид на основе железа образуется в той части, где кремний еще не сконцентрировался, и углерод, являющийся стабилизирующим элементом для аустенита, расходуется на образование карбида, что приводит к тому, что достаточное количество фазы остаточного аустенита не может быть обеспечено, и стабильность формы ухудшается, что является проблемой.Usually, when silicon is only concentrated in the phase of residual austenite, iron-based carbide is formed in the part where silicon has not yet been concentrated, and carbon, which is the stabilizing element for austenite, is consumed to form carbide, which leads to a sufficient amount of residual phase austenite cannot be ensured, and the stability of the form deteriorates, which is a problem.
Соответственно, в настоящем варианте осуществления алюминий, являющийся элементом подавления образования карбида на основе железа, аналогично кремнию, добавляется в подходящем количестве, и обработка выполняется на основе предопределенной тепловой истории на стадии горячей прокатки, что приводит к тому, что кремний может быть эффективно сконцентрирован в остаточном аустените. Далее, в это время, алюминий показывает распределение концентрации, обратное распределению концентрации кремния, так что область с низкой концентрацией кремния имеет более высокое количество алюминия. Поэтому в остаточном аустените возможно подавить образование карбида на основе железа кремнием в области с высокой концентрацией кремния, а в области с низкой концентрацией кремния образование карбида на основе железа может быть подавлено алюминием, вместо кремния. Соответственно, возможно предотвратить расходование углерода для образования карбида в фазе остаточного аустенита, что приводит к тому, что фаза остаточного аустенита может быть эффективно получена. Далее, образование крупнозернистого карбида на основе железа, который становится отправной точкой разрушения во время обработки, может быть подавлено, что способствует повышению стабильности формы, пластичности и предела прочности.Accordingly, in the present embodiment, aluminum, which is an element for suppressing the formation of iron-based carbide, like silicon, is added in a suitable amount, and the processing is performed based on a predetermined thermal history at the hot rolling stage, which leads to the fact that silicon can be effectively concentrated in residual austenite. Further, at this time, aluminum shows a concentration distribution that is inverse to the distribution of silicon concentration, so that a region with a low silicon concentration has a higher amount of aluminum. Therefore, in residual austenite, it is possible to suppress the formation of iron-based carbide by silicon in the region with a high silicon concentration, and in the region with a low silicon concentration, the formation of iron-based carbide can be suppressed by aluminum, instead of silicon. Accordingly, it is possible to prevent the consumption of carbon for the formation of carbide in the residual austenite phase, which leads to the fact that the residual austenite phase can be effectively obtained. Further, the formation of coarse-grained iron-based carbide, which becomes the starting point of failure during processing, can be suppressed, which helps to increase the stability of the form, ductility and tensile strength.
Кремний является элементом, который дестабилизирует аустенит, и обычно марганец концентрируется в фазе остаточного аустенита, а кремний концентрируется в феррите. Однако в настоящем изобретении добавляется алюминий, и благодаря предопределенным производственным условиям алюминий концентрируется в феррите, а кремний концентрируется в фазе остаточного аустенита.Silicon is an element that destabilizes austenite, and usually manganese is concentrated in the residual austenite phase, and silicon is concentrated in ferrite. However, aluminum is added in the present invention, and due to predetermined manufacturing conditions, aluminum is concentrated in ferrite and silicon is concentrated in the residual austenite phase.
[0027] Далее, когда в сечении по толщине, параллельном направлению прокатки стального листа в соответствии с настоящим вариантом осуществления, формируется частотное распределение (гистограмма) F(WSi,WAl)=WSi/WSi*+WAl/WAl*, являющееся суммой отношения между значением WSi, определяемым как измеренное значение количества кремния в каждой из областей измерения в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, центром которого является 1/4 толщины стального листа, и значением WSi*, определяемым как среднее количество кремния в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, и отношения между значением WAl, определяемым как измеренное значение количества алюминия в каждой из областей измерения в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, центром которого является 1/4 толщины стального листа, и значением WAl*, определяемым как среднее количество алюминия в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, значение моды распределения должно находиться в пределах диапазона от 1,95 до 2,05, а значение коэффициента эксцесса K гистограммы, определяемое следующим уравнением (2), устанавливается равным 2,00 или больше. Следует отметить, что диаметр области измерения задается равным 1 мкм или меньше, и для того чтобы измерить количество кремния и количество алюминия, задается множество таких областей измерения.[0027] Further, when a frequency distribution (histogram) F (W Si , W Al ) = W Si / W Si * + W Al / W Al is formed in a section along the thickness parallel to the rolling direction of the steel sheet in accordance with the present embodiment * , which is the sum of the relationship between the value of W Si , defined as the measured value of the amount of silicon in each of the measurement ranges in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the center of which is 1/4 of the thickness of the steel sheet, and the value of W Si * defined as the average amount of silicon in the range from 1/8 to 3/8 thickness s of the steel sheet, and the relationship between the value of W Al , defined as the measured value of the amount of aluminum in each of the measurement ranges in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the center of which is 1/4 of the thickness of the steel sheet, and the value of W Al * , defined as the average amount of aluminum in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the value of the distribution mode should be in the range from 1.95 to 2.05, and the excess coefficient K of the histogram defined by the following equation (2 ) is set equal to 2.00 and whether more. It should be noted that the diameter of the measurement region is set to 1 μm or less, and in order to measure the amount of silicon and the amount of aluminum, a plurality of such measurement regions are defined.
Путем создания состояния распределения, как описано выше, в котором либо кремний, либо алюминий присутствуют в количестве, которое равно или больше, чем среднее количество во всей области стального листа, образование карбида на основе железа подавляется, так что становится возможным устойчиво обеспечить фазу остаточного аустенита, что приводит к тому, что стабильность формы, пластичность и предел прочности могут быть в значительной степени улучшены.By creating a distribution state, as described above, in which either silicon or aluminum is present in an amount that is equal to or greater than the average amount in the entire region of the steel sheet, iron-based carbide formation is suppressed, so that it becomes possible to stably provide a residual austenite phase , which leads to the fact that the stability of the form, ductility and tensile strength can be significantly improved.
В любом из случаев, когда значение моды распределения становится меньше чем 1,95, когда значение моды распределения превышает 2,05 и когда коэффициент эксцесса K становится меньше чем 2,00, существует область, где эффективность подавления образования карбида на основе железа является небольшой в диапазоне измерения, и существует вероятность того, что достаточная стабильность формы, формуемость и/или прочность не могут быть достигнуты. С этой точки зрения значение коэффициента эксцесса K предпочтительно составляет 2,50 или больше и более предпочтительно составляет 3,00 или больше.In any case where the distribution mode value becomes less than 1.95, when the distribution mode value exceeds 2.05 and when the excess coefficient K becomes less than 2.00, there is a region where the efficiency of suppressing the formation of iron-based carbide is small in measurement range, and it is likely that sufficient mold stability, formability and / or strength cannot be achieved. From this point of view, the kurtosis coefficient K is preferably 2.50 or more, and more preferably 3.00 or more.
[0028] Здесь коэффициент эксцесса K является числом, определяемым из данных следующим уравнением (2), и является численным значением, оцениваемым путем сравнения частотного распределение данных с нормальным распределением. Когда значение коэффициента эксцесса является отрицательным числом, кривая частотного распределение данных является относительно плоской, и это означает, что чем больше абсолютная величина, тем больше частотное распределение отклоняется от нормального распределения.[0028] Here, the kurtosis coefficient K is a number determined from the data by the following equation (2), and is a numerical value estimated by comparing the frequency distribution of the data with the normal distribution. When the kurtosis coefficient value is a negative number, the frequency distribution curve of the data is relatively flat, and this means that the larger the absolute value, the greater the frequency distribution deviates from the normal distribution.
Следует отметить, что в следующем уравнении (2) Fi является значением F(WSi, WAl) в i-й точке измерения, F* является средним значением F(WSi, WAl), s* означает стандартное отклонение F(WSi, WAl), и N равно количеству точек измерения в полученной гистограмме.It should be noted that in the following equation (2) Fi is the value of F (W Si , W Al ) at the i-th measurement point, F * is the average value of F (W Si , W Al ), s * means the standard deviation F (W Si, W Al), and N equals the number of measuring points in the obtained histogram.
[0029] [Математическое уравнение 2][0029] [Mathematical equation 2]
[0030] Следует отметить, что способ измерения количества в твердом растворе углерода, марганца, кремния и алюминия не ограничивается вышеописанным способом. Например, для того чтобы измерить концентрации различных элементов, могут быть выполнены способ EMA или непосредственное наблюдение с использованием трехмерного атомного зонда (3D-AP).[0030] It should be noted that the method of measuring the amount in a solid solution of carbon, manganese, silicon and aluminum is not limited to the above method. For example, in order to measure the concentrations of various elements, an EMA method or direct observation using a three-dimensional atomic probe (3D-AP) can be performed.
[0031] (Микроструктура)[0031] (Microstructure)
Предпочтительно, чтобы структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению в дополнение к вышеописанной фазе остаточного аустенита содержала от 10% до 75% в объемной доле ферритной фазы, и любую или обе из фазы бейнитного феррита и фазы бейнита в суммарном количестве от 10% до 50% в объемной доле, фаза мартенсита отпуска была ограничена менее чем 10% в объемной доле, а фаза свежего мартенсита была ограничена 15% или меньше в объемной доле. Когда высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению имеет структуру стального листа как описано выше, он становится стальным листом, имеющим дополнительно превосходную стабильность формы и формуемость.Preferably, the structure of the high-strength steel sheet of the present invention in addition to the above-described residual austenite phase contains from 10% to 75% in the volume fraction of the ferrite phase, and any or both of the bainitic ferrite phase and the bainite phase in a total amount of 10% to 50% in the volume fraction, the tempering martensite phase was limited to less than 10% in the volume fraction, and the fresh martensite phase was limited to 15% or less in the volume fraction. When the high strength steel sheet of the present invention has a steel sheet structure as described above, it becomes a steel sheet having further excellent mold stability and formability.
[0032] «Ферритная фаза»[0032] the "Ferritic phase"
Ферритная фаза является структурой, эффективной для улучшения пластичности, и предпочтительно содержится в структуре стального листа в количестве от 10% до 75% в объемной доле. Объемная доля ферритной фазы, содержащейся в структуре стального листа, более предпочтительно составляет 15% или больше и еще более предпочтительно составляет 20% или больше с точки зрения пластичности. Далее, для того чтобы достаточно увеличить предел прочности стального листа, объемная доля ферритной фазы, содержащейся в структуре стального листа, более предпочтительно устанавливается в 65% или меньше и еще более предпочтительно устанавливается в 50% или меньше. Когда объемная доля ферритной фазы составляет меньше чем 10%, есть шанс, что достаточная пластичность не сможет быть достигнута. С другой стороны, ферритная фаза является мягкой структурой, так что когда ее объемная доля превышает 75%, достаточная прочность не может быть получена.The ferrite phase is a structure effective to improve ductility, and is preferably contained in the structure of the steel sheet in an amount of from 10% to 75% in a volume fraction. The volume fraction of the ferritic phase contained in the structure of the steel sheet is more preferably 15% or more and even more preferably 20% or more from the point of view of ductility. Further, in order to sufficiently increase the tensile strength of the steel sheet, the volume fraction of the ferritic phase contained in the structure of the steel sheet is more preferably set to 65% or less and even more preferably set to 50% or less. When the volume fraction of the ferritic phase is less than 10%, there is a chance that sufficient ductility cannot be achieved. On the other hand, the ferrite phase is a soft structure, so that when its volume fraction exceeds 75%, sufficient strength cannot be obtained.
[0033] «Фаза бейнитного феррита и/или фаза бейнита»[0033] "The phase of bainitic ferrite and / or phase bainite"
Бейнитный феррит и/или бейнит являются структурой (структурами), необходимой для того, чтобы эффективно получить фазу остаточного аустенита, и предпочтительно содержится в структуре стального листа в суммарном количестве от 10% до 50% в объемной доле. Далее, фаза бейнитного феррита и/или фаза бейнита являются микроструктурой (микроструктурами), имеющей промежуточную прочность между прочностью мягкой ферритной фазы и твердой фазы мартенсита, фазы мартенсита отпуска и фазы остаточного аустенита, и фаза бейнитного феррита и/или фаза бейнита более предпочтительно содержатся в количестве 15% или больше, и еще более предпочтительно содержатся в количестве 20% или больше, с точки зрения способности к отбортовке-вытяжке. С другой стороны, нежелательно, чтобы объемная доля фазы бейнитного феррита и/или фазы бейнита превышала 50%, поскольку при этом предел текучести может чрезмерно увеличиться и стабильность формы ухудшится.Bainitic ferrite and / or bainite are the structure (s) necessary to effectively obtain the residual austenite phase, and are preferably contained in the structure of the steel sheet in a total amount of 10% to 50% in a volume fraction. Further, the bainitic ferrite phase and / or the bainite phase are a microstructure (s) having an intermediate strength between the strength of the soft ferrite phase and the solid martensite phase, the tempering martensite phase and the residual austenite phase, and the bainitic ferrite phase and / or the bainite phase are more preferably contained in 15% or more, and even more preferably contained in an amount of 20% or more, from the point of view of the ability to flanging-hood. On the other hand, it is undesirable for the volume fraction of the bainitic ferrite phase and / or the bainite phase to exceed 50%, since the yield strength may increase excessively and the shape stability will deteriorate.
[0034] «Фаза мартенсита отпуска»[0034] "The phase of the martensite vacation"
Фаза мартенсита отпуска является структурой, улучшающей предел прочности. Однако мартенсит образуется путем предпочтительного потребления непреобразованного аустенита с большим содержанием кремния, так что имеется тенденция того, что стальной лист, содержащий большое количество мартенсита отпуска, будет иметь небольшое количество остаточного аустенита с большим содержанием кремния. Далее, нежелательно, чтобы количество мартенсита отпуска составляло 10% или больше, поскольку при этом предел текучести может чрезмерно увеличиться и стабильность формы ухудшится. Поэтому в настоящем изобретении содержание мартенсита отпуска ограничивается менее чем 10% в объемной доле. Содержание фазы мартенсита отпуска предпочтительно составляет 8% или меньше и более предпочтительно составляет 6% или меньше.The martensite tempering phase is a structure that improves tensile strength. However, martensite is formed by the preferred consumption of unreformed austenite with a high silicon content, so that there is a tendency that a steel sheet containing a large amount of tempering martensite will have a small amount of residual austenite with a high silicon content. Further, it is undesirable for the amount of tempering martensite to be 10% or more, since the yield strength may increase excessively and the shape stability will deteriorate. Therefore, in the present invention, the content of temper martensite is limited to less than 10% in a volume fraction. The content of the tempering martensite phase is preferably 8% or less, and more preferably 6% or less.
[0035] «Фаза свежего мартенсита»[0035] "The phase of fresh martensite"
Фаза свежего мартенсита в значительной степени улучшает предел прочности, но, с другой стороны, она становится отправной точкой разрушения, что ухудшает способность к отбортовке-вытяжке. Далее, мартенсит образуется путем предпочтительного потребления непреобразованного аустенита с большим содержанием кремния, так что имеется тенденция того, что стальной лист, содержащий большое количество свежего мартенсита, будет иметь небольшое количество остаточного аустенита с большим содержанием кремния. С точки зрения способности к отбортовке-вытяжке и стабильности формы фаза свежего мартенсита в структуре стального листа предпочтительно ограничивается 15% или меньше в объемной доле. Для того чтобы дополнительно увеличить способность к отбортовке-вытяжке, объемная доля свежего мартенсита более предпочтительно устанавливается в 10% или меньше и еще более предпочтительно устанавливается в 5% или меньше.The phase of fresh martensite significantly improves the tensile strength, but, on the other hand, it becomes the starting point of destruction, which impairs the ability to flanging-hood. Further, martensite is formed by the preferred consumption of unreformed austenite with a high silicon content, so that there is a tendency that a steel sheet containing a large amount of fresh martensite will have a small amount of residual austenite with a high silicon content. In terms of flanging-drawing ability and shape stability, the phase of fresh martensite in the structure of the steel sheet is preferably limited to 15% or less in volume fraction. In order to further increase the ability for flanging-drawing, the volume fraction of fresh martensite is more preferably set to 10% or less and even more preferably set to 5% or less.
[0036] «Другие микроструктуры»[0036] "Other microstructures"
Структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению может также содержать структуры, отличающиеся от вышеописанных структур, такие как перлит и/или крупнозернистый цементит. Однако, когда в структуре высокопрочного стального листа количество перлита и/или крупнозернистого цементита увеличивается, пластичность ухудшается. Поэтому объемная доля перлита и/или крупнозернистого цементита, содержащегося в структуре стального листа, предпочтительно составляет суммарно 10% или менее и более предпочтительно составляет суммарно 5% или менее.The structure of the high strength steel sheet of the present invention may also contain structures different from the above structures, such as perlite and / or coarse cementite. However, when the amount of perlite and / or coarse-grained cementite increases in the structure of the high-strength steel sheet, ductility deteriorates. Therefore, the volume fraction of perlite and / or coarse-grained cementite contained in the steel sheet structure is preferably a total of 10% or less, and more preferably a total of 5% or less.
[0037] Объемная доля каждой структуры, содержащейся в структуре высокопрочного стального листа по настоящему изобретению, может быть измерена, например, описанным ниже способом.[0037] The volume fraction of each structure contained in the structure of the high strength steel sheet of the present invention can be measured, for example, as described below.
[0038] Для определения объемных долей феррита, бейнитного феррита, бейнита, мартенсита отпуска и свежего мартенсита, содержащихся в структуре высокопрочного стального листа по настоящему изобретению, берется образец, так чтобы сечение по толщине, перпендикулярное к направлению прокатки стального листа, служило в качестве поверхности наблюдения, поверхность наблюдения полируется и подвергается травлению ниталем, и диапазон от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, центром которого является 1/4 толщины стального листа, наблюдается с помощью полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM) для измерения доли площади соответствующих фракций, и результаты измерения принимаются за их объемные доли.[0038] To determine the volume fractions of ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempering martensite and fresh martensite contained in the structure of the high-strength steel sheet of the present invention, a sample is taken so that the thickness section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet serves as a surface observation, the observation surface is polished and etched with nital, and the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the center of which is 1/4 of the thickness of the steel sheet, is observed using fields emission scanning electron microscope (FE-SEM) for measuring the area fraction of the respective fractions, and the measurement results are taken as their volume fractions.
Как описано выше, содержание фазы микроструктуры, за исключением фазы остаточного аустенита, может быть измерено путем выполнения наблюдения с помощью полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа в произвольном положении в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа. Конкретно, наблюдение с помощью полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа выполняется в трех или больше областях на поверхности, которая перпендикулярна поверхности основного стального листа и параллельна направлению прокатки, с интервалом между ними 1 мм или больше в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, для того чтобы вычислить долю площади каждой структуры в диапазоне, где область наблюдения в сумме составляет 5000 мкм2 или больше, и результат вычисления может быть принят за объемную долю в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа.As described above, the content of the microstructure phase, with the exception of the residual austenite phase, can be measured by observing using a field emission scanning electron microscope in an arbitrary position in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet. Specifically, observation using a field emission scanning electron microscope is performed in three or more areas on a surface that is perpendicular to the surface of the main steel sheet and parallel to the rolling direction, with an interval between them of 1 mm or more in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, in order to calculate the fraction of the area of each structure in the range where the observation area in the sum is 5000 μm 2 or more, and the calculation result can be taken as the volume fraction in the range from 1/8 to 3/8 then steel sheet hollows.
[0039] Феррит является массой кристаллических зерен и является областью, внутри которой нет карбида на основе железа с размером вдоль главной оси 100 нм или больше. Следует отметить, что объемная доля феррита является суммой объемных долей феррита, остающегося при максимальной температуре нагрева, и феррита, вновь образованного в температурной области ферритного превращения.[0039] Ferrite is a mass of crystalline grains and is a region within which there is no iron-based carbide with a size along the main axis of 100 nm or more. It should be noted that the volume fraction of ferrite is the sum of the volume fractions of ferrite remaining at the maximum heating temperature and ferrite newly formed in the temperature region of the ferrite transformation.
Бейнитный феррит является скоплением кристаллических зерен в форме планок, которое не содержит во внутренней части зерна карбид на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше.Bainitic ferrite is a cluster of crystalline grains in the form of strips that do not contain iron-based carbide in the interior of the grain with a size along the main axis of 20 nm or more.
Бейнит является скоплением кристаллических зерен в форме планок, которое имеет во внутренней части зерна множество карбидов на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше, и эти карбиды дополнительно принадлежат единственной разновидности, то есть группе карбидов на основе железа, простирающихся в одном и том же направлении. Здесь под группой карбидов на основе железа, простирающихся в одном и том же направлении, понимаются группы карбида на основе железа, имеющие различие 5° или меньше между своими направлениями растяжения.Bainite is a cluster of crystalline grains in the form of planks, which has many iron-based carbides in the inner part of the grain with a size along the main axis of 20 nm or more, and these carbides additionally belong to a single variety, that is, a group of iron-based carbides that extend in one and in the same direction. Here, a group of iron-based carbides extending in the same direction refers to iron-based carbide groups having a difference of 5 ° or less between their tensile directions.
Мартенсит отпуска является скоплением кристаллических зерен в форме планок, которое имеет во внутренней части зерна множество карбидов на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше, и эти карбиды дополнительно принадлежат множественным разновидностям, то есть множеству групп карбидов на основе железа, простирающихся в различных направлениях.Tempering martensite is a cluster of crystalline grains in the form of planks that have many iron-based carbides in the inner part of the grain with a size along the main axis of 20 nm or larger, and these carbides additionally belong to multiple varieties, that is, many groups of iron-based carbides that extend into different directions.
Следует отметить, что бейнит и мартенсит отпуска можно легко различить, наблюдая карбиды на основе железа в кристаллических зернах в форме планок с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM), и проверяя их продольные направления.It should be noted that bainite and martensite can be easily distinguished by observing iron-based carbides in crystalline grains in the form of strips using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) and checking their longitudinal directions.
[0040] Далее, свежий мартенсит и остаточный аустенит незначительно корродируют при травлении ниталем. Следовательно, они четко отличаются от вышеописанных структур (феррита, бейнитного феррита, бейнита, мартенсита отпуска) при наблюдении с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM).[0040] Further, fresh martensite and residual austenite slightly corrode when etched with nithal. Therefore, they clearly differ from the structures described above (ferrite, bainitic ferrite, bainite, tempering martensite) when observed using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
Следовательно, объемная доля свежего мартенсита получается как разность между долей площади некорродированной области, наблюдаемой при помощи FE-SEM, и долей площади остаточного аустенита, измеряемой с помощью рентгеновских лучей.Consequently, the volume fraction of fresh martensite is obtained as the difference between the fraction of the area of the non-corroded region observed with FE-SEM and the fraction of the area of residual austenite measured with x-rays.
[0041] (Химические компоненты)[0041] (Chemical components)
Далее будут описаны химические компоненты (состав) высокопрочного стального листа по настоящему изобретению. Следует отметить, что [%] в следующем описании представляет собой [% мас.].Next, the chemical components (composition) of the high strength steel sheet of the present invention will be described. It should be noted that [%] in the following description is [% wt.].
[0042] «C: от 0,075% до 0,300%»[0042] "C: from 0.075% to 0.300%"
Углерод содержится для того, чтобы увеличить прочность высокопрочного стального листа. Однако когда содержание углерода составляет более чем 0,300%, свариваемость становится недостаточной. Принимая во внимание свариваемость, содержание углерода предпочтительно составляет 0,250% или меньше и более предпочтительно 0,220% или меньше. С другой стороны, когда содержание углерода составляет меньше чем 0,075%, прочность уменьшается, и становится невозможно гарантировать максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Для того чтобы увеличить прочность, содержание углерода составляет предпочтительно 0,090% или больше и более предпочтительно 0,100% или больше.Carbon is contained in order to increase the strength of high strength steel sheet. However, when the carbon content is more than 0.300%, weldability becomes insufficient. Considering weldability, the carbon content is preferably 0.250% or less, and more preferably 0.220% or less. On the other hand, when the carbon content is less than 0.075%, the strength decreases, and it becomes impossible to guarantee a maximum tensile strength of 900 MPa or more. In order to increase strength, the carbon content is preferably 0.090% or more, and more preferably 0.100% or more.
[0043] «Si: от 0,30% до 2,50%»[0043] “Si: 0.30% to 2.50%”
Кремний является элементом, который подавляет образование карбида на основе железа на стадии отжига для того, чтобы получить предопределенное количество остаточного аустенита. Однако, когда содержание кремния превышает 2,50%, стальной лист становится хрупким, и его пластичность ухудшается. Принимая во внимание пластичность, содержание кремния составляет предпочтительно 2,20% или меньше и более предпочтительно 2,00% или меньше. С другой стороны, когда содержание кремния составляет меньше чем 0,30%, большое количество крупнозернистых карбидов на основе железа образуется на стадии отжига, что приводит к тому, что достаточное количество фазы остаточного аустенита не может быть получено, и становится невозможным реализовать одновременно и максимальный предел прочности 900 МПа или больше, и стабильность формы. Для того чтобы увеличить стабильность формы, значение нижней границы содержания кремния составляет предпочтительно 0,50% или больше и более предпочтительно 0,70% или больше.Silicon is an element that inhibits the formation of iron-based carbide at the annealing stage in order to obtain a predetermined amount of residual austenite. However, when the silicon content exceeds 2.50%, the steel sheet becomes brittle and its ductility is deteriorated. Considering ductility, the silicon content is preferably 2.20% or less, and more preferably 2.00% or less. On the other hand, when the silicon content is less than 0.30%, a large amount of coarse-grained iron-based carbides is formed at the annealing stage, which leads to the fact that a sufficient amount of the residual austenite phase cannot be obtained, and it becomes impossible to realize the maximum tensile strength of 900 MPa or more, and shape stability. In order to increase the stability of the form, the lower limit of the silicon content is preferably 0.50% or more, and more preferably 0.70% or more.
[0044] «Mn: от 1,30% до 3,50%»[0044] “Mn: 1.30% to 3.50%”
Марганец добавляется к стальному листу по настоящему изобретению для того, чтобы увеличить прочность стального листа. Однако, когда содержание марганца превышает 3,50%, крупнозернистые части с повышенной концентрацией марганца образуются в центральной части толщины стального листа, повышая его хрупкость, и возникают проблемы, такие как трещины литого сляба. Далее, когда содержание марганца превышает 3,50%, свариваемость также ухудшается. Следовательно, содержание марганца должно составлять 3,50% или меньше. Принимая во внимание свариваемость, содержание марганца предпочтительно составляет 3,20% или меньше, и более предпочтительно 3,00% или меньше. С другой стороны, когда содержание марганца составляет меньше чем 1,30%, во время охлаждения после отжига образуется большое количество мягких структур, что не позволяет гарантировать максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Таким образом, содержание марганца должно составлять 1,30% или больше. Для того чтобы увеличить прочность, содержание марганца предпочтительно составляет 1,50% или больше и более предпочтительно 1,70% или больше.Manganese is added to the steel sheet of the present invention in order to increase the strength of the steel sheet. However, when the manganese content exceeds 3.50%, coarse-grained parts with an increased concentration of manganese are formed in the central part of the thickness of the steel sheet, increasing its brittleness, and problems arise, such as cracks in the cast slab. Further, when the manganese content exceeds 3.50%, weldability also deteriorates. Therefore, the manganese content should be 3.50% or less. Considering weldability, the manganese content is preferably 3.20% or less, and more preferably 3.00% or less. On the other hand, when the manganese content is less than 1.30%, a large number of soft structures are formed during cooling after annealing, which does not guarantee a maximum tensile strength of 900 MPa or more. Thus, the manganese content should be 1.30% or more. In order to increase strength, the manganese content is preferably 1.50% or more, and more preferably 1.70% or more.
[0045] «P: от 0,001% до 0,030%»[0045] "P: from 0.001% to 0.030%"
Фосфор имеет тенденцию выделяться в центральной части толщины стального листа и делает сваренную часть хрупкой. Когда содержание фосфора составляет более чем 0,030%, сваренная часть делается очень хрупкой, и поэтому содержание фосфора ограничивается величиной 0,030% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания фосфора, ограничение содержания фосфора величиной меньше чем 0,001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, величина 0,001% устанавливается как значение нижней границы содержания фосфора.Phosphorus tends to stand out in the central part of the thickness of the steel sheet and makes the welded part brittle. When the phosphorus content is more than 0.030%, the welded portion is made very brittle, and therefore the phosphorus content is limited to 0.030% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the phosphorus content, limiting the phosphorus content to less than 0.001% is accompanied by a significant increase in production costs, and thus, the value of 0.001% is set as the value of the lower limit of the phosphorus content.
[0046] «S: от 0,0001% до 0,0100%»[0046] "S: from 0.0001% to 0.0100%"
Сера оказывает негативное влияние на свариваемость и возможности производства во время литья и горячей прокатки. Таким образом, верхнее предельное значение содержания серы устанавливается в 0,0100% или меньше. Далее, сера соединяется с марганцем с образованием крупнозернистого MnS и уменьшает пластичность и способность к отбортовке-вытяжке. Таким образом, содержание серы предпочтительно составляет 0,0050% или меньше, более предпочтительно 0,0025% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания серы, величина 0,0001% устанавливается как значение нижней границы содержания серы, поскольку установка содержания серы менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат.Sulfur has a negative effect on weldability and production capabilities during casting and hot rolling. Thus, the upper limit value of the sulfur content is set to 0.0100% or less. Further, sulfur combines with manganese to form coarse-grained MnS and reduces ductility and flanging / drawing ability. Thus, the sulfur content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0025% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting a lower limit for sulfur content, a value of 0.0001% is set as a value for a lower limit for sulfur content, since setting a sulfur content of less than 0.0001% is accompanied by a significant increase in production costs.
[0047] «Al: от 0,080% до 1,500%»[0047] "Al: from 0.080% to 1,500%"
Al является элементом, который подавляет образование карбида на основе железа для того, чтобы облегчить получение фазы остаточного аустенита. Далее, добавляя подходящее количество алюминия, возможно увеличить количество твердого раствора кремния в фазе остаточного аустенита для того, чтобы увеличить стабильность формы. Однако, если содержание алюминия превышает 1,500%, свариваемость ухудшается, так что верхний предел содержания алюминия устанавливается равным 1,500%. С этой точки зрения содержание алюминия предпочтительно устанавливается равным 1,200% или меньше и более предпочтительно устанавливается равным 0,900% или меньше. С другой стороны, если содержание алюминия составляет менее 0,080%, эффект увеличения количества кремния в твердом растворе в фазе остаточного аустенита становится недостаточным, и становится невозможно обеспечить достаточную стабильность формы. Когда содержание алюминия увеличивается, кремний легко концентрируется в фазе остаточного аустенита, так что содержание алюминия предпочтительно составляет 0,100% или больше и более предпочтительно составляет 0,150% или больше.Al is an element that inhibits the formation of iron-based carbide in order to facilitate the production of a residual austenite phase. Further, by adding a suitable amount of aluminum, it is possible to increase the amount of silicon solid solution in the residual austenite phase in order to increase the stability of the form. However, if the aluminum content exceeds 1,500%, the weldability is deteriorated, so that the upper limit of the aluminum content is set to 1,500%. From this point of view, the aluminum content is preferably set to 1,200% or less, and more preferably is set to 0,900% or less. On the other hand, if the aluminum content is less than 0.080%, the effect of increasing the amount of silicon in the solid solution in the residual austenite phase becomes insufficient, and it becomes impossible to ensure sufficient mold stability. When the aluminum content increases, silicon readily concentrates in the residual austenite phase, so that the aluminum content is preferably 0.100% or more and more preferably 0.150% or more.
[0048] «N: от 0,0001% до 0,0100%»[0048] "N: from 0.0001% to 0.0100%"
Азот образует крупнозернистый нитрид и ухудшает пластичность, а также способность к отбортовке-вытяжке, и, таким образом, его количество должно быть уменьшено. Когда содержание азота превышает 0,0100%, эта тенденция становится существенной, и, таким образом, диапазон содержания азота устанавливается в 0,0100% или меньше. Далее, поскольку азот вызывает образование пузырей газа во время сваривания, предпочтительно, чтобы содержание азота являлось небольшим. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания азота, установка содержания азота менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, нижний предел содержания азота устанавливается равным 0,0001%.Nitrogen forms a coarse-grained nitride and impairs ductility, as well as the ability to flare, and, therefore, its amount must be reduced. When the nitrogen content exceeds 0.0100%, this trend becomes significant, and thus the nitrogen content range is set to 0.0100% or less. Further, since nitrogen causes gas bubbles to form during welding, it is preferred that the nitrogen content is small. Although the effects of the present invention are demonstrated without a particular setting of the lower limit of the nitrogen content, setting the nitrogen content to less than 0.0001% is accompanied by a significant increase in production costs, and thus, the lower limit of the nitrogen content is set to 0.0001%.
[0049] «O: от 0,0001% до 0,0100%»[0049] "O: from 0.0001% to 0.0100%"
Кислород образует оксид и ухудшает пластичность, а также способность к отбортовке-вытяжке, и, таким образом, его количество должно быть уменьшено. Когда содержание кислорода превышает 0,0100%, ухудшение способности к отбортовке-вытяжке становится существенным, и, таким образом, верхний предел содержания кислорода устанавливается в 0,0100% или меньше. Содержание кислорода предпочтительно составляет 0,0080% или меньше, более предпочтительно 0,0060% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания кислорода, установка содержания кислорода менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, нижний предел содержания кислорода устанавливается равным 0,0001%.Oxygen forms an oxide and impairs ductility, as well as the ability to flare, and, therefore, its amount should be reduced. When the oxygen content exceeds 0.0100%, the deterioration in the drawback property becomes significant, and thus, the upper limit of the oxygen content is set to 0.0100% or less. The oxygen content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the oxygen content, setting the oxygen content to less than 0.0001% is accompanied by a significant increase in production costs, and thus, the lower limit of the oxygen content is set to 0.0001%.
[0050] Высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению может дополнительно содержать следующие элементы по мере необходимости.[0050] The high strength steel sheet of the present invention may further comprise the following elements as necessary.
«Ti: от 0,005% до 0,150%»"Ti: from 0.005% to 0.150%"
Титан является элементом, который способствует увеличению прочности стального листа посредством дисперсионного упрочнения, упрочнения измельчением зерна путем подавления роста зерен кристаллического феррита и дислокационного упрочнения посредством подавления рекристаллизации. Однако, когда содержание титана превышает 0,150%, выделения карбонитрида увеличиваются и формуемость ухудшается, и, таким образом, содержание титана предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание титана более предпочтительно составляет 0,100% или меньше, еще более предпочтительно 0,070% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания титана, содержание титана предпочтительно составляет 0,005% или более. Для того чтобы увеличить прочность стального листа, содержание титана более предпочтительно составляет 0,010% или больше, еще более предпочтительно 0,015% или больше.Titanium is an element that helps to increase the strength of a steel sheet by dispersion hardening, hardening by grinding grain by suppressing grain growth of crystalline ferrite and dislocation hardening by suppressing recrystallization. However, when the titanium content exceeds 0.150%, carbonitride precipitates increase and formability deteriorates, and thus, the titanium content is preferably 0.150% or less. Considering the formability, the titanium content is more preferably 0.100% or less, even more preferably 0.070% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the titanium content, the titanium content is preferably 0.005% or more. In order to increase the strength of the steel sheet, the titanium content is more preferably 0.010% or more, even more preferably 0.015% or more.
[0051] «Nb: от 0,005% до 0,150%»[0051] "Nb: from 0.005% to 0.150%"
Ниобий является элементом, который способствует увеличению прочности стального листа посредством дисперсионного упрочнения, упрочнения измельчением зерна путем подавления роста зерен кристаллического феррита и дислокационного упрочнения посредством подавления рекристаллизации. Однако, когда содержание ниобия превышает 0,150%, выделения карбонитрида увеличиваются и формуемость ухудшается, и таким образом содержание ниобия предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание ниобия более предпочтительно составляет 0,100% или меньше, еще более предпочтительно 0,060% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания ниобия, содержание ниобия предпочтительно составляет 0,005% или более. Для того чтобы увеличить прочность стального листа, содержание ниобия предпочтительно составляет 0,010% или больше, еще более предпочтительно 0,015% или больше.Niobium is an element that helps increase the strength of a steel sheet by dispersion hardening, hardening by grinding grain by suppressing grain growth of crystalline ferrite and dislocation hardening by suppressing recrystallization. However, when the niobium content exceeds 0.150%, carbonitride precipitates increase and formability deteriorates, and thus the niobium content is preferably 0.150% or less. Considering the formability, the niobium content is more preferably 0.100% or less, even more preferably 0.060% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the niobium content, the niobium content is preferably 0.005% or more. In order to increase the strength of the steel sheet, the niobium content is preferably 0.010% or more, even more preferably 0.015% or more.
[0052] «V: от 0,005% до 0,150%»[0052] "V: from 0.005% to 0.150%"
Ванадий является элементом, который способствует увеличению прочности стального листа посредством дисперсионного упрочнения, упрочнения измельчением зерна путем подавления роста зерен кристаллического феррита и дислокационного упрочнения посредством подавления рекристаллизации. Однако, когда содержание ванадия превышает 0,150%, выделения карбонитрида увеличиваются и формуемость ухудшается, и таким образом содержание ванадия предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания ванадия, содержание ванадия предпочтительно составляет 0,005% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря ванадию.Vanadium is an element that helps to increase the strength of the steel sheet by dispersion hardening, hardening by grinding grain by suppressing grain growth of crystalline ferrite and dislocation hardening by suppressing recrystallization. However, when the vanadium content exceeds 0.150%, carbonitride precipitates increase and formability deteriorates, and thus the vanadium content is preferably 0.150% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the vanadium content, the vanadium content is preferably 0.005% or more in order to obtain a sufficient effect of increasing strength due to vanadium.
[0053] «B: от 0,0001% до 0,0100%»[0053] "B: from 0.0001% to 0.0100%"
Бор является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Если содержание бора превышает 0,0100%, обрабатываемость при горячей обработке ухудшается, приводя к снижению производительности, и поэтому содержание бора предпочтительно составляет 0,0100% или меньше. Принимая во внимание производительность, содержание бора более предпочтительно составляет 0,0050% или меньше и еще более предпочтительно 0,0030% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания бора, для того чтобы достаточно увеличить прочность с использованием бора, содержание бора предпочтительно устанавливается равным 0,0001% или больше. Для того чтобы увеличить прочность, содержание бора более предпочтительно составляет 0,0003% или больше и еще более предпочтительно составляет 0,0005% или больше.Boron is an element effective in increasing strength, and can be added in place of a portion of carbon and / or manganese. If the boron content exceeds 0.0100%, the workability during hot processing is deteriorated, leading to a decrease in productivity, and therefore, the boron content is preferably 0.0100% or less. Taking into account productivity, the boron content is more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0030% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of boron content, in order to sufficiently increase strength using boron, the boron content is preferably set to 0.0001% or more. In order to increase strength, the boron content is more preferably 0.0003% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
[0054] «Мо: от 0,01% до 1,00%»[0054] "Mo: from 0.01% to 1.00%"
Молибден является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Если содержание молибдена превышает 1,00%, обрабатываемость при горячей обработке ухудшается, приводя к снижению производительности, и поэтому содержание молибдена предпочтительно составляет 1,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания молибдена, для того чтобы достаточно увеличить прочность с использованием молибдена, содержание молибдена предпочтительно составляет 0,01% или больше.Molybdenum is an element effective in increasing strength, and can be added in place of a portion of carbon and / or manganese. If the molybdenum content exceeds 1.00%, the workability during hot processing deteriorates, resulting in a decrease in productivity, and therefore the molybdenum content is preferably 1.00% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the molybdenum content, in order to sufficiently increase the strength using molybdenum, the molybdenum content is preferably 0.01% or more.
[0055] «W: от 0,01% до 1,00%»[0055] "W: from 0.01% to 1.00%"
Вольфрам является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Если содержание вольфрама превышает 1,00%, обрабатываемость при горячей обработке ухудшается, приводя к снижению производительности, и поэтому содержание вольфрама предпочтительно составляет 1,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания вольфрама, для того чтобы достаточно увеличить прочность с использованием вольфрама, содержание вольфрама предпочтительно составляет 0,01% или больше.Tungsten is an element effective in increasing strength, and can be added in place of a portion of carbon and / or manganese. If the tungsten content exceeds 1.00%, the workability during hot processing is deteriorated, resulting in reduced productivity, and therefore, the tungsten content is preferably 1.00% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting a lower limit for the tungsten content, in order to sufficiently increase strength using tungsten, the tungsten content is preferably 0.01% or more.
[0056] «Cr: от 0,01% до 2,00%»[0056] "Cr: from 0.01% to 2.00%"
Хром является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Если содержание хрома превышает 2,00%, обрабатываемость при горячей обработке ухудшается, приводя к снижению производительности, и поэтому содержание хрома предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания хрома, для того чтобы достаточно увеличить прочность с использованием хрома, содержание хрома предпочтительно составляет 0,01% или больше.Chromium is an element effective in increasing strength, and can be added in place of a portion of carbon and / or manganese. If the chromium content exceeds 2.00%, the workability during hot processing is deteriorated, leading to a decrease in productivity, and therefore, the chromium content is preferably 2.00% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the chromium content, in order to sufficiently increase the strength using chromium, the chromium content is preferably 0.01% or more.
[0057] «Ni: от 0,01% до 2,00%»[0057] "Ni: from 0.01% to 2.00%"
Никель является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание никеля составляет более чем 2,00%, ухудшается свариваемость, и поэтому содержание никеля предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания никеля, для того чтобы достаточно увеличить прочность с использованием никеля, содержание никеля предпочтительно составляет 0,01% или больше.Nickel is an element effective in increasing strength, and can be added in place of a portion of carbon and / or manganese. When the nickel content is more than 2.00%, weldability deteriorates, and therefore, the nickel content is preferably 2.00% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting the lower limit of the nickel content, in order to sufficiently increase the strength using nickel, the nickel content is preferably 0.01% or more.
[0058] «Cu: от 0,01% до 2,00%»[0058] “Cu: from 0.01% to 2.00%”
Медь является элементом, который увеличивает прочность путем существования мелких частиц в стали и может быть добавлена вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание меди составляет более чем 2,00%, ухудшается свариваемость, и поэтому содержание меди предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания меди, для того чтобы достаточно увеличить прочность с использованием меди, содержание меди предпочтительно составляет 0,01% или больше.Copper is an element that increases strength by the existence of small particles in steel and can be added instead of part of carbon and / or manganese. When the copper content is more than 2.00%, weldability deteriorates, and therefore, the copper content is preferably 2.00% or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting a lower limit on the copper content, in order to sufficiently increase the strength using copper, the copper content is preferably 0.01% or more.
[0059] «В сумме от 0,0001% мас. до 0,5000% мас. одного, двух или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и REM»[0059] “In the amount of from 0.0001% wt. up to 0.5000% wt. one, two or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf and REM "
Кальций, церий, магний и редкоземельные металлы являются элементами, эффективными для улучшения формуемости, и один, или два, или более из них может быть добавлен. Однако, когда полное содержание одного, или двух, или более из кальция, церия, магния и редкоземельного металла составляет более чем 0,5000%, вместо этого проявляется тенденция к потере пластичности, так что суммарное содержание соответствующих элементов предпочтительно составляет 0,5000% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания одного, или двух, или более из кальция, церия, магния и редкоземельного металла, для того чтобы достичь достаточного эффекта улучшения формуемости стального листа, суммарное содержание соответствующих элементов предпочтительно составляет 0,0001% или больше. С точки зрения формуемости суммарное содержание одного, или двух, или более из кальция, церия, магния и редкоземельного металла более предпочтительно составляет 0,0005% или больше, и еще более предпочтительно составляет 0,0010% или больше.Calcium, cerium, magnesium and rare earth metals are elements that are effective in improving the formability, and one, two, or more of them can be added. However, when the total content of one, or two, or more of calcium, cerium, magnesium and rare earth metal is more than 0.5000%, instead, a tendency to loss of ductility is shown, so that the total content of the corresponding elements is preferably 0.5000% or smaller. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly setting a lower limit for the content of one, or two, or more of calcium, cerium, magnesium and rare earth metal, in order to achieve a sufficient effect to improve the formability of the steel sheet, the total content of the respective elements is preferably 0.0001% or more. In terms of formability, the total content of one, or two, or more of calcium, cerium, magnesium, and rare earth metal is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0010% or more.
Следует отметить, что аббревиатура REM обозначает редкоземельный металл и относится к элементу, принадлежащему к лантаноидному ряду. В настоящем изобретении REM и церий часто добавляются в качестве мишметалла, и элементы лантаноидного ряда иногда содержатся в сложной форме в дополнение к лантану и церию. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются, даже когда другие элементы лантаноидного ряда, отличающиеся от лантана и церия, содержатся в качестве неизбежных примесей. Кроме того, эффекты настоящего изобретения демонстрируются даже тогда, когда добавляются металлические лантан и церий.It should be noted that the abbreviation REM stands for rare earth metal and refers to an element belonging to the lanthanide series. In the present invention, REM and cerium are often added as mischmetals, and the elements of the lanthanide series are sometimes contained in complex form in addition to lanthanum and cerium. The effects of the present invention are demonstrated even when other elements of the lanthanoid series other than lanthanum and cerium are contained as unavoidable impurities. In addition, the effects of the present invention are demonstrated even when metallic lanthanum and cerium are added.
[0060] Далее, высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению может быть сконфигурирован как высокопрочный гальванизированный стальной лист путем формирования на его поверхности слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия. Путем формирования слоя гальванического покрытия на поверхности высокопрочного стального листа высокопрочный стальной лист приобретает превосходную устойчивость к коррозии. Далее, путем формирования легированного слоя гальванического покрытия на поверхности высокопрочного стального листа высокопрочный стальной лист приобретает превосходную устойчивость к коррозии и превосходную адгезию покрытия. Далее, слой гальванического покрытия или легированный слой гальванического покрытия могут содержать алюминий в качестве примеси.[0060] Further, the high-strength steel sheet of the present invention can be configured as a high-strength galvanized steel sheet by forming a plating layer or an alloyed plating layer on its surface. By forming a plating layer on the surface of the high strength steel sheet, the high strength steel sheet acquires excellent corrosion resistance. Further, by forming an alloyed plating layer on the surface of the high-strength steel sheet, the high-strength steel sheet acquires excellent corrosion resistance and excellent coating adhesion. Further, the plating layer or the doped plating layer may contain aluminum as an impurity.
[0061] Легированный слой гальванического покрытия может содержать один, или два, или больше из Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs и REM, или они могут быть смешаны в легированном слое гальванического покрытия. Даже когда легированный слой гальванического покрытия содержит один, или два, или больше из вышеупомянутых элементов или содержит их смесь, эффекты настоящего изобретения не ухудшаются, и в зависимости от их содержания это иногда предпочтительно, поскольку улучшаются устойчивость к коррозии и обрабатываемость. [0061] The alloyed plating layer may contain one, or two, or more of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I , Cs and REM, or they can be mixed in a doped plating layer. Even when the alloyed plating layer contains one, two, or more of the above elements or contains a mixture thereof, the effects of the present invention do not deteriorate, and depending on their content, this is sometimes preferable because corrosion resistance and workability are improved.
[0062] Масса покрытия слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия особенно не ограничивается, но, принимая во внимание устойчивость к коррозии, желательно, чтобы масса покрытия составляла 20 г/м2 или больше и 150 г/м2 или меньше с экономической точки зрения. Далее, средняя толщина слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия устанавливается равной не меньше чем 1,0 мкм и не больше чем 50 мкм. Когда средняя толщина составляет менее 1,0 мкм, невозможно получить достаточную устойчивость к коррозии. Предпочтительно средняя толщина составляет 2,0 мкм больше. С другой стороны, средняя толщина больше 50,0 мкм не является предпочтительной, поскольку это не экономично и ухудшает прочность стального листа. Принимая во внимание материальные затраты, толщина слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия предпочтительно должна быть как можно меньше, и предпочтительно составляет 30,0 мкм или меньше.[0062] The coating weight of the plating layer or the doping layer of the plating is not particularly limited, but taking into account corrosion resistance, it is desirable that the coating weight is 20 g / m 2 or more and 150 g / m 2 or less from an economic point of view view. Further, the average thickness of the plating layer or the doped plating layer is set to not less than 1.0 μm and not more than 50 μm. When the average thickness is less than 1.0 μm, it is not possible to obtain sufficient corrosion resistance. Preferably, the average thickness is 2.0 μm larger. On the other hand, an average thickness greater than 50.0 μm is not preferred, since it is not economical and impairs the strength of the steel sheet. Taking into account the material costs, the thickness of the plating layer or the doped plating layer should preferably be as small as possible, and preferably 30.0 μm or less.
Что касается определения средней толщины покровного металлического слоя, то для этого берется сечение по толщине, параллельное направлению прокатки стального листа, и зеркально полируется, сечение наблюдается с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа, и толщина слоя покрытия измеряется в пяти точках на каждой из передней поверхности и задней поверхности стального листа, то есть всего в десяти точках, и среднее арифметическое измеренных значений устанавливается как толщина слоя покрытия.As for determining the average thickness of the coating metal layer, for this we take a section along the thickness parallel to the direction of rolling of the steel sheet and mirror polish, the section is observed using a field emission scanning electron microscope, and the thickness of the coating layer is measured at five points on each of the front surfaces and the back surface of the steel sheet, that is, at only ten points, and the arithmetic average of the measured values is set as the thickness of the coating layer.
[0063] Следует отметить, что когда применяется процесс легирования, содержание железа в легированном слое гальванического покрытия устанавливается равным 8,0% или больше и предпочтительно составляет 9,0% или больше для того, чтобы гарантировать хорошее сопротивление отслаиванию. Далее, для того чтобы гарантировать хорошее сопротивление опудриванию, содержание железа в легированном слое гальванического покрытия устанавливается равным 12,0% или меньше, и предпочтительно составляет 11,0% или меньше.[0063] It should be noted that when the alloying process is applied, the iron content in the alloyed plating layer is set to 8.0% or more and preferably 9.0% or more in order to guarantee good peeling resistance. Further, in order to guarantee good dusting resistance, the iron content of the alloyed plating layer is set to 12.0% or less, and preferably 11.0% or less.
[0064] Далее, в высокопрочном стальном листе по настоящему изобретению на поверхности слоя гальванического покрытия может быть сформирована покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего оксид фосфора и/или фосфор. Соответственно, покрывающая пленка может функционировать в качестве смазки при обработке стального листа и может защитить слой гальванического покрытия, сформированный на поверхности стального листа.[0064] Further, in the high-strength steel sheet of the present invention, a coating film consisting of a composite oxide containing phosphorus oxide and / or phosphorus can be formed on the surface of the plating layer. Accordingly, the coating film can function as a lubricant in the processing of the steel sheet and can protect the plating layer formed on the surface of the steel sheet.
[0065] <Способ производства высокопрочного стального листа>[0065] <Method for the production of high strength steel sheet>
Далее будет описан способ производства высокопрочного стального листа настоящего варианта осуществления.Next, a method of manufacturing a high strength steel sheet of the present embodiment will be described.
Способ производства высокопрочного стального листа настоящего варианта осуществления включает в себя: стадию горячей прокатки, на которой сляб, содержащий вышеупомянутые химические компоненты, нагревается до температуры 1100°С или больше, выполняется горячая прокатка сляба в области температур, у которой более высокая температура из 850°С и температуры точки преобразования Ar3 устанавливается в качестве нижнего предела, выполняется первое охлаждение в диапазоне от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон со средней скоростью 10°С/с или более, выполняется сматывание листа в рулон в диапазоне температур сматывания листа в рулон от 600°С до 750°С, и выполняется второе охлаждение намотанного стального листа в диапазоне от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С со средней скоростью 15°С/час или менее; и стадию непрерывного отжига, которая включает в себя непрерывный отжиг стального листа при максимальной температуре нагрева от (температуры точки преобразования Ac1 + 40)°С до 1000°С после второго охлаждения, затем выполнение третьего охлаждения при средней скорости охлаждения от 1,0°С/с до 10,0°С/с в диапазоне от максимальной температуры нагрева до 700°С, затем выполнение четвертого охлаждения при средней скорости охлаждения от 5,0°С/с до 200,0°С/с в диапазоне температур от 700°С до 500°С, и затем, после того, как он подвергнут четвертому охлаждению, выполнение процесса выдержки стального листа в течение от 30 с до 1000 с в диапазоне температур от 350°С до 450°С.A method of manufacturing a high strength steel sheet of the present embodiment includes: a hot rolling step in which a slab containing the aforementioned chemical components is heated to a temperature of 1100 ° C or more, hot rolling of the slab is performed in a temperature region that has a higher temperature of 850 ° C and the temperature Ar 3 transformation point is set as the lower limit, the first cooling is performed in the range of from completion of hot rolling to the start of coiling the sheet into a roll with medium at a rate of 10 ° C / s or more, the sheet is rolled up in a temperature range of sheet winding from 600 ° C to 750 ° C, and a second cooling of the wound steel sheet is performed in the range from the temperature of sheet winding to (sheet rolling temperature per roll - 100) ° С with an average speed of 15 ° С / hour or less; and a step of continuous annealing, which includes continuous annealing of the steel sheet at a maximum heating temperature from (temperature of the conversion point Ac 1 + 40) ° C to 1000 ° C after the second cooling, then performing the third cooling at an average cooling rate of 1.0 ° C / s to 10.0 ° C / s in the range from the maximum heating temperature to 700 ° C, then performing the fourth cooling at an average cooling rate of 5.0 ° C / s to 200.0 ° C / s in the temperature range from 700 ° C to 500 ° C, and then, after it is subjected to a fourth cooling, you completing the aging process of the steel sheet for from 30 s to 1000 s in the temperature range from 350 ° C to 450 ° C.
Далее будут описаны причины вышеописанных ограничений производственных условий.Next, the reasons for the above-described limitations of production conditions will be described.
[0066] Для того чтобы произвести высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению, сначала отливается сляб, имеющий вышеописанные химические компоненты (состав).[0066] In order to produce the high strength steel sheet of the present invention, a slab having the above-described chemical components (composition) is first cast.
В качестве сляба, который будет подвергнут стадии горячей прокатки, может использоваться непрерывно литой сляб или сляб, произведенный на машине для непрерывного литья тонких слябов. Способ производства высокопрочного листа оцинкованной стали по настоящему изобретению совместим с таким процессом, как процесс непрерывной разливки и прямой прокатки рулонов (CC-DR), в котором горячая прокатка выполняется немедленно после литья.As the slab to be subjected to the hot rolling step, a continuously cast slab or slab produced on a continuous slab casting machine can be used. The manufacturing method of the high strength galvanized steel sheet of the present invention is compatible with a process such as continuous casting and direct roll rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
[0067] (Стадия горячей прокатки)[0067] (Hot Rolling Stage)
На стадии горячей прокатки температура нагрева сляба должна составлять 1100°С или больше. Если температура нагрева сляба чрезмерно низка, конечная температура горячей прокатки становится ниже температуры точки преобразования Ar3. В результате прокатка выполняется в двухфазовой области феррита и аустенита, структура горячекатаного листа становится гетерогенной двойной зернистой структурой, и даже после выполнения стадии холодной прокатки и стадии непрерывного отжига гетерогенная структура не исчезает, что в конечном итоге дает стальной лист с плохой пластичностью и изгибаемостью. Далее, понижение конечной температуры горячей прокатки вызывает чрезмерное увеличение давления при прокатке, что создает проблемы при прокатке, приводя к дефектной форме основного стального листа после прокатки, так что температура нагрева сляба должна составлять 1100°С или больше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного ограничения верхнего предела температуры нагрева сляба, желательно установить верхний предел температуры нагрева сляба равным 1350°С или меньше, поскольку чрезмерное увеличение температуры нагрева не является предпочтительным с экономической точки зрения.At the hot rolling stage, the slab heating temperature should be 1100 ° C. or more. If the heating temperature of the slab is excessively low, the final hot rolling temperature falls below the temperature of the Ar 3 conversion point. As a result, rolling is performed in the two-phase region of ferrite and austenite, the structure of the hot-rolled sheet becomes a heterogeneous double granular structure, and even after performing the cold rolling stage and the continuous annealing stage, the heterogeneous structure does not disappear, which ultimately gives a steel sheet with poor ductility and bending. Further, lowering the final temperature of the hot rolling causes an excessive increase in pressure during rolling, which creates problems during rolling, leading to a defective shape of the base steel sheet after rolling, so that the heating temperature of the slab should be 1100 ° C or more. Although the effects of the present invention are demonstrated without particularly limiting the upper limit of the slab heating temperature, it is desirable to set the upper limit of the slab heating temperature to 1350 ° C. or less since an excessive increase in the heating temperature is not economically preferable.
[0068] Следует отметить, что температура точки преобразования Ar3 вычисляется по следующей формуле:[0068] It should be noted that the temperature of the Ar 3 conversion point is calculated by the following formula:
Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×AlAr 3 = 901-325 × C + 33 × Si-92 × (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 × Al
В этой формуле C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo и Al представляют собой содержание соответствующих элементов [% мас.]. Если элемент не содержится, то его содержание равно 0.In this formula, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Al represent the content of the corresponding elements [% wt.]. If the element is not contained, then its content is 0.
[0069] Нижний предел температуры конца прокатки, являющийся температурой завершения горячей прокатки, устанавливается равным более высокой температуре из 850°С и температуры точки преобразования Ar3. Если температура завершения горячей прокатки составляет меньше чем 850°С, давление во время финишной прокатки увеличивается, что может затруднить выполнение горячей прокатки или привести к дефектной форме горячекатаного стального листа после прокатки. Далее, если температура завершения горячей прокатки меньше, чем температура точки преобразования Ar3, горячая прокатка становится двухфазной прокаткой в области феррита и аустенита, и структура горячекатаного стального листа может стать гетерогенной двойной зернистой структурой.[0069] The lower limit of the temperature of the end of rolling, which is the temperature of completion of hot rolling, is set to a higher temperature of 850 ° C and the temperature of the conversion point Ar 3 . If the hot rolling completion temperature is less than 850 ° C., the pressure during finishing rolling increases, which may make hot rolling difficult or lead to a defective shape of the hot rolled steel sheet after rolling. Further, if the hot rolling completion temperature is lower than the temperature of the Ar 3 conversion point, hot rolling becomes two-phase rolling in the ferrite and austenite region, and the structure of the hot rolled steel sheet can become a heterogeneous double grain structure.
С другой стороны, хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного ограничения верхнего предела конечной температуры горячей прокатки, когда устанавливается чрезмерно высокая конечная температура горячей прокатки, температура нагрева сляба должна быть установлена чрезмерно высокой для того, чтобы гарантировать эту температуру. Таким образом, желательно, чтобы верхний предел конечной температуры горячей прокатки составлял 1000°С или меньше.On the other hand, although the effects of the present invention are demonstrated without particularly limiting the upper limit of the final hot rolling temperature when an excessively high final hot rolling temperature is set, the slab heating temperature must be set excessively high in order to guarantee this temperature. Thus, it is desirable that the upper limit of the final hot rolling temperature be 1000 ° C. or less.
[0070] Затем выполняется первое охлаждение в диапазоне от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон со средней скоростью 10°С/с или более, и сматывание листа в рулон выполняется в диапазоне температур сматывания листа в рулон от 600°С до 750°С. Далее выполняется второе охлаждение намотанного стального листа в диапазоне от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С со средней скоростью 15°С/час или менее.[0070] Then, the first cooling is performed in the range from completion of hot rolling to the start of sheet winding at an average speed of 10 ° C / s or more, and sheet winding is performed in the temperature range of sheet winding from 600 ° C to 750 ° FROM. Next, a second cooling of the wound steel sheet is performed in the range from the temperature of sheet winding to roll (temperature of sheet winding to roll - 100) ° C at an average speed of 15 ° C / hour or less.
Причина, по которой условия сматывания листа в рулон после горячей прокатки и условия охлаждения до и после сматывания листа в рулон определяются вышеописанным образом, будет описана подробно.The reason why the conditions for winding the sheet into a roll after hot rolling and the cooling conditions before and after winding the sheet into a roll are determined as described above will be described in detail.
[0071] В настоящем варианте осуществления стадия сматывания листа в рулон после горячей прокатки и первая и вторая стадии охлаждения до и после стадии сматывания листа в рулон являются очень важными стадиями для распределения кремния, марганца и алюминия.[0071] In the present embodiment, the step of winding the sheet into a roll after hot rolling and the first and second cooling steps before and after the step of winding the sheet into a roll are very important stages for the distribution of silicon, manganese and aluminum.
В настоящем варианте осуществления для того, чтобы управлять распределениями концентраций кремния, марганца и алюминия в основном железе в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа требуется, чтобы объемная доля аустенита составляла 50% или больше в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа после сматывания листа в рулон стального листа. Если объемная доля аустенита в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа составляет меньше чем 50%, аустенит исчезает сразу после сматывания листа в рулон из-за развития фазового преобразования, так что распределения кремния и марганца продолжаются недостаточно, что приводит к тому, что распределения концентрации элементов твердого раствора стального листа в соответствии с настоящим вариантом осуществления, как описано выше, не могут быть получены. Для того чтобы эффективно облегчить распределение марганца, объемная доля аустенита предпочтительно составляет 70% или больше и более предпочтительно составляет 80% или больше. С другой стороны, даже если объемная доля аустенита составляет 100%, фазовое преобразование продолжается после сматывания листа в рулон, образуется феррит, и начинается перераспределение марганца, так что верхний предел объемной доли аустенита особенно не предусматривается.In the present embodiment, in order to control the concentration distributions of silicon, manganese and aluminum in the main iron in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, it is required that the volume fraction of austenite is 50% or more in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet after winding the sheet into a roll of steel sheet. If the volume fraction of austenite in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet is less than 50%, the austenite disappears immediately after winding the sheet into a roll due to the development of phase transformation, so that the distribution of silicon and manganese does not continue enough, which leads to the fact that the concentration distribution of the elements of the solid solution of the steel sheet in accordance with the present embodiment, as described above, cannot be obtained. In order to effectively facilitate the distribution of manganese, the volume fraction of austenite is preferably 70% or more and more preferably 80% or more. On the other hand, even if the volume fraction of austenite is 100%, the phase transformation continues after the sheet is rolled up, ferrite is formed, and redistribution of manganese begins, so that the upper limit of the volume fraction of austenite is not particularly envisaged.
[0072] Как описано выше, для того чтобы увеличить долю аустенита при намотке стального листа, необходимо задать среднюю скорость охлаждения при первом охлаждении в диапазоне температур от завершения горячей прокатки до сматывания листа в рулон равной 10°С/с или более. Если средняя скорость охлаждения при первом охлаждении составляет меньше чем 10°С/с, во время охлаждения происходит ферритное превращение, и существует вероятность того, что объемная доля аустенита во время сматывания листа в рулон станет меньше чем 50%. Для того чтобы увеличить объемную долю аустенита, скорость охлаждения предпочтительно составляет 13°С/с или больше, и более предпочтительно составляет 15°С/с или больше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного определения верхнего предела скорости охлаждения, скорость охлаждения предпочтительно устанавливается равной 200°С/с или меньше, так как для создания средней скорости охлаждения выше 200°С/с необходимо специальное оборудование и производственные затраты при этом значительно увеличиваются.[0072] As described above, in order to increase the proportion of austenite when winding a steel sheet, it is necessary to set the average cooling rate during first cooling in the temperature range from completion of hot rolling to winding the sheet into a roll of 10 ° C / s or more. If the average cooling rate during the first cooling is less than 10 ° C / s, ferrite transformation occurs during cooling, and it is likely that the volume fraction of austenite during sheet winding will become less than 50%. In order to increase the volume fraction of austenite, the cooling rate is preferably 13 ° C / s or more, and more preferably 15 ° C / s or more. Although the effects of the present invention are demonstrated without specifically defining an upper limit on the cooling rate, the cooling rate is preferably set to 200 ° C / s or less, since special equipment is required to increase the average cooling rate above 200 ° C / s and production costs are greatly increased.
[0073] Если стальной лист после первого охлаждения наматывается при температуре, превышающей 800°С, толщина оксида, образующегося на поверхности горячекатаного стального листа, чрезмерно увеличивается и ухудшается способность к травлению, так что температура сматывания листа в рулон устанавливается равной 750°С или меньше. Для того чтобы увеличить способность к травлению, температура сматывания листа в рулон предпочтительно составляет 720°С или меньше и более предпочтительно составляет 700°С или меньше. С другой стороны, если температура сматывания листа в рулон составляет меньше чем 600°С, распределение легирующего элемента становится недостаточным, так что температура сматывания листа в рулон устанавливается равной 600°С или больше. Далее, для того чтобы увеличить долю аустенита после сматывания листа в рулон, температура сматывания листа в рулон предпочтительно устанавливается равной 615°С или больше и более предпочтительно устанавливается равной 630°С или больше.[0073] If, after the first cooling, the steel sheet is wound at a temperature exceeding 800 ° C, the thickness of the oxide formed on the surface of the hot-rolled steel sheet increases excessively and the etching ability deteriorates, so that the temperature of rolling the sheet into a roll is set to 750 ° C or less . In order to increase the etchability, the temperature of winding the sheet into a roll is preferably 720 ° C or less, and more preferably 700 ° C or less. On the other hand, if the temperature of winding the sheet into a roll is less than 600 ° C, the distribution of the alloying element becomes insufficient, so that the temperature of winding the sheet into a roll is set to 600 ° C or more. Further, in order to increase the proportion of austenite after winding the sheet into a roll, the temperature of winding the sheet into a roll is preferably set to 615 ° C. or more, and more preferably is set to 630 ° C. or more.
[0074] Следует отметить, что поскольку непосредственно измерить объемную долю аустенита во время изготовления затруднительно, для определения объемной доли аустенита во время сматывания листа в рулон в настоящем изобретении небольшой кусочек вырезается из сляба перед горячей прокаткой, этот небольшой кусочек прокатывается или сжимается при температуре и степени обжатия, аналогичных температуре и степени обжатия финишной горячей прокатки (завершающего прохода), после чего он охлаждается со скоростью охлаждения, аналогичной скорости охлаждения в течение промежутка времени от завершения горячей прокатки до завершения сматывания листа в рулон, после чего он охлаждается водой, затем в нем измеряются доля фаз, и сумма объемных долей фаз мартенсита в состоянии после закалки, мартенсита отпуска и остаточного аустенита устанавливается как объемная доля аустенита во время сматывания листа в рулон.[0074] It should be noted that since it is difficult to directly measure the volume fraction of austenite during manufacture, in order to determine the volume fraction of austenite during sheet winding in the present invention, a small piece is cut from a slab before hot rolling, this small piece is rolled or compressed at a temperature and the degree of compression similar to the temperature and the degree of compression of the finish hot rolling (final pass), after which it is cooled with a cooling rate similar to that of cooling deposition during the time interval from completion of hot rolling to completion of sheet winding into a roll, after which it is cooled by water, then the phase fraction is measured in it, and the sum of the volume fractions of the phases of martensite in the state after quenching, tempering martensite and residual austenite is set as the volume fraction of austenite while reeling the sheet.
[0075] Второе охлаждение, являющееся стадией охлаждения намотанного стального листа, является важной стадией для управления распределениями кремния, марганца и алюминия.[0075] The second cooling, which is the cooling step of the wound steel sheet, is an important step for controlling the distributions of silicon, manganese and aluminum.
В настоящем варианте осуществления условия первого охлаждения, описанного выше, регулируются так, чтобы установить долю аустенита во время сматывания листа в рулон равной 50% или больше, и затем проводится медленное охлаждение в диапазоне от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С со скоростью охлаждения 15°С/час или меньше. Путем проведения медленного охлаждения после сматывания листа в рулон, как описано выше, может быть создана структура стального листа, имеющая двухфазную структуру феррита и аустенита, и, кроме того, становится возможным получить распределения кремния, марганца и алюминия по настоящему изобретению.In the present embodiment, the first cooling conditions described above are adjusted to set the proportion of austenite during sheet winding to 50% or more, and then slow cooling is carried out in the range from sheet winding temperature to (sheet winding temperature - 100) ° C with a cooling rate of 15 ° C / hr or less. By slowly cooling after winding the sheet into a roll, as described above, a steel sheet structure having a two-phase structure of ferrite and austenite can be created, and in addition, it becomes possible to obtain the distributions of silicon, manganese and aluminum of the present invention.
Поскольку распределение марганца после сматывания листа в рулон вероятнее всего продолжится, поскольку температура становится выше, необходимо устанавливать скорость охлаждения стального листа равной 15°С/час или менее, особенно в диапазоне от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С.Since the distribution of manganese after winding the sheet into roll is most likely to continue, as the temperature becomes higher, it is necessary to set the cooling rate of the steel sheet equal to 15 ° C / hour or less, especially in the range from the temperature of sheet winding to roll (the temperature of sheet winding to roll is 100 ) ° C.
Далее, для того чтобы продолжить распределение марганца из феррита в аустенит для получения вышеописанного распределения марганца, необходимо создать состояние, в котором две фазы феррита и аустенита сосуществуют, и сохранить это состояние в течение длительного периода времени. Если скорость охлаждения от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С превышает 15°С/час, фазовое преобразование чрезмерно продолжается, и аустенит в стальном листе может исчезнуть, так что скорость охлаждения от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С устанавливается равной 15°С/час или меньше. Для того чтобы продолжить распределение марганца из феррита в аустенит, скорость охлаждения от температуры сматывания листа в рулон до (температура сматывания листа в рулон - 100)°С предпочтительно устанавливается равной 14°С/час или меньше, и более предпочтительно устанавливается равной 13°С/час или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного определения нижнего предела скорости охлаждения, предпочтительно установить нижний предел равным 1°С/час или больше, поскольку для того, чтобы установить скорость охлаждения меньше чем 1°С/час, необходимо выполнять сохранение тепла в течение длительного периода времени, и производственные затраты при этом значительно увеличиваются.Further, in order to continue the distribution of manganese from ferrite to austenite to obtain the above-described distribution of manganese, it is necessary to create a state in which the two phases of ferrite and austenite coexist, and to maintain this state for a long period of time. If the cooling rate from the temperature of sheet winding to roll (the temperature of sheet winding to 100 ° C) exceeds 15 ° C / h, the phase conversion continues excessively and the austenite in the steel sheet may disappear, so that the cooling rate from the temperature of sheet winding into roll up to (sheet reeling temperature - 100) ° С is set equal to 15 ° С / hour or less. In order to continue the distribution of manganese from ferrite to austenite, the cooling rate from the temperature of winding the sheet into a roll to (the temperature of winding the sheet into a roll is 100) ° C is preferably set to 14 ° C / hour or less, and more preferably set to 13 ° C / hour or less. Although the effects of the present invention are demonstrated without specifically defining a lower limit of the cooling rate, it is preferable to set the lower limit to 1 ° C / hour or more, since in order to set the cooling rate to less than 1 ° C / hour, it is necessary to maintain heat for a long period time, and production costs are significantly increased.
Далее, нет никакой проблемы в том, чтобы стальной лист был повторно нагрет после сматывания листа в рулон в пределах диапазона удовлетворения средней скорости второго охлаждения.Further, there is no problem that the steel sheet is reheated after the sheet is rolled up within the range of satisfying the average second cooling rate.
[0076] Травление выполняется на горячекатаном стальном листе, произведенном, как описано выше. Оксид на поверхности стального листа может быть удален травлением, так что травление является важным для улучшения конверсионного свойства холоднокатаного высокопрочного стального листа как конечного продукта и для улучшения способности холоднокатаного стального листа к горячему цинкованию в расплаве для производства листа оцинкованной стали горячего цинкования или легированного листа оцинкованной стали горячего цинкования. Далее, травление может быть однократным либо может быть выполнено раздельно несколько раз.[0076] Etching is performed on a hot rolled steel sheet produced as described above. The oxide on the surface of the steel sheet can be removed by pickling, so that pickling is important to improve the conversion property of the cold rolled high strength steel sheet as an end product and to improve the hot melt ability of the cold rolled steel sheet to produce hot dip galvanized steel sheet or galvanized steel alloy sheet hot dip galvanizing. Further, the etching may be single or may be performed separately several times.
[0077] Также возможно выполнить холодную прокатку горячекатаного стального листа после того, как он будет подвергнут травлению, с целью регулирования толщины листа и исправления формы. При выполнении холодной прокатки степень обжатия должна находиться в пределах диапазона 30-75%. Если степень обжатия составляет меньше чем 30%, трудно сохранить форму плоской, и пластичность конечного продукта становится очень малой, так что степень обжатия устанавливается равной 30% или больше. Для того чтобы одновременно увеличить прочность и пластичность, эффективным является рекристаллизовать феррит во время увеличения температуры и уменьшить диаметр зерна. С этой точки зрения степень обжатия предпочтительно составляет 40% или больше и более предпочтительно составляет 45% или больше.[0077] It is also possible to cold-roll the hot-rolled steel sheet after it has been pickled, in order to adjust the thickness of the sheet and correct the shape. When performing cold rolling, the reduction ratio should be within the range of 30-75%. If the compression ratio is less than 30%, it is difficult to keep the shape flat and the ductility of the final product becomes very small, so that the compression ratio is set to 30% or more. In order to simultaneously increase strength and ductility, it is effective to recrystallize ferrite during an increase in temperature and reduce grain diameter. From this point of view, the reduction ratio is preferably 40% or more, and more preferably 45% or more.
С другой стороны, когда степень обжатия на стадии холодной прокатки составляет более чем 75%, давление при холодной прокатке становится чрезмерно большим, что затрудняет холодную прокатку. Поэтому верхний предел степени обжатия устанавливается равным 75%. Принимая во внимание давление при холодной прокатке, степень обжатия предпочтительно составляет 70% или меньше.On the other hand, when the reduction ratio in the cold rolling step is more than 75%, the pressure during cold rolling becomes excessively large, which makes cold rolling difficult. Therefore, the upper limit of the compression ratio is set to 75%. Considering the pressure during cold rolling, the reduction ratio is preferably 70% or less.
[0078] (Стадия непрерывного отжига)[0078] (Continuous Annealing Stage)
Затем стальной лист пропускается через линию непрерывного отжига для выполнения стадии непрерывного отжига, производя таким образом высокопрочный холоднокатаный стальной лист.Then, the steel sheet is passed through a continuous annealing line to perform a continuous annealing step, thereby producing a high-strength cold-rolled steel sheet.
Сначала выполняется отжиг при установленной максимальной температуре нагрева от (температура точки преобразования Ac1 + 40)°С до 1000°С. Такой диапазон температуры является диапазоном, в котором сосуществуют две фазы феррита и аустенита, и поэтому возможно дополнительно облегчить распределение кремния, марганца и алюминия, как описано выше.First annealing is performed at a fixed maximum heating temperature of (the temperature of transformation point Ac 1 + 40) ° C to 1000 ° C. Such a temperature range is a range in which two phases of ferrite and austenite coexist, and therefore it is possible to further facilitate the distribution of silicon, manganese and aluminum, as described above.
Если максимальная температура нагрева меньше чем (температура точки преобразования Ac1 + 40)°С, большое количество крупнозернистых карбидов на основе железа остаются в стальном листе в нерастворенном состоянии, и формуемость значительно ухудшается, и поэтому максимальная температура нагрева устанавливается равной величине (температура точки преобразования Ac1 + 40)°С или больше. Принимая во внимание формуемость, максимальная температура нагрева предпочтительно устанавливается равной (температура точки преобразования Ac1 + 50)°С или больше и более предпочтительно устанавливается равной (температура точки преобразования Ac1 + 60)°С или больше. С другой стороны, если максимальная температура нагрева превышает 1000°С, диффузия атомов усиливается и распределение кремния, марганца и алюминия ослабляется, и поэтому максимальная температура нагрева устанавливается равной 1000°С или меньше. Для того чтобы управлять количеством кремния, марганца и алюминия в фазе остаточного аустенита, максимальная температура нагрева предпочтительно должна быть равна или ниже температуры точки преобразования Ac3.If the maximum heating temperature is less than (temperature of the conversion point Ac 1 + 40) ° C, a large number of coarse-grained iron-based carbides remain in the steel sheet in the undissolved state, and the formability is significantly deteriorated, and therefore the maximum heating temperature is set equal to (temperature of the conversion point Ac 1 + 40) ° C or more. Taking into account the formability, the maximum heating temperature is preferably set equal to (temperature of the conversion point Ac 1 + 50) ° C or more, and more preferably is set equal to (temperature of the conversion point Ac 1 + 60) ° C or more. On the other hand, if the maximum heating temperature exceeds 1000 ° C, the diffusion of atoms increases and the distribution of silicon, manganese and aluminum is weakened, and therefore the maximum heating temperature is set to 1000 ° C or less. In order to control the amount of silicon, manganese and aluminum in the residual austenite phase, the maximum heating temperature should preferably be equal to or lower than the temperature of the Ac 3 conversion point.
[0079] Далее выполняется третье охлаждение стального листа от вышеописанной максимальной температуры нагрева до 700°С. При третьем охлаждении, если средняя скорость охлаждения превышает 10,0°С/с, ферритная фракция в стальном листе легко становится неоднородной и формуемость ухудшается, так что верхний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 10,0°С/с. С другой стороны, если средняя скорость охлаждения меньше чем 1,0°С/с, образуется большое количество феррита и перлита, и становится невозможным получить фазу остаточного аустенита, так что нижний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 1,0°С/с. Для того чтобы получить фазу остаточного аустенита, средняя скорость охлаждения предпочтительно устанавливается равной 2,0°С/с или больше и более предпочтительно устанавливается равной 3,0°С/с или больше.[0079] Next, a third cooling of the steel sheet from the above-described maximum heating temperature to 700 ° C is performed. During the third cooling, if the average cooling rate exceeds 10.0 ° C / s, the ferrite fraction in the steel sheet easily becomes inhomogeneous and the formability deteriorates, so that the upper limit of the average cooling rate is set to 10.0 ° C / s. On the other hand, if the average cooling rate is less than 1.0 ° C / s, a large amount of ferrite and perlite is formed, and it becomes impossible to obtain a residual austenite phase, so that the lower limit of the average cooling rate is set to 1.0 ° C / s. In order to obtain a residual austenite phase, the average cooling rate is preferably set to 2.0 ° C / s or more, and more preferably set to 3.0 ° C / s or more.
[0080] После третьего охлаждения выполняется четвертое охлаждение стального листа от 700°С до 500°С. При четвертом охлаждении, если средняя скорость охлаждения становится меньше чем 5,0°С/с, образуется большое количество перлита и/или карбида на основе железа, и фазы остаточного аустенита не остается, так что нижний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 5,0°С/с или больше. Принимая это во внимание, средняя скорость охлаждения предпочтительно составляет 7,0°С/с или больше и более предпочтительно 8,0°С/с или больше. С другой стороны, хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного определения верхнего предела средней скорости охлаждения, верхний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 200,0°С/с с точки зрения стоимости, поскольку для создания средней скорости охлаждения выше 200°С/с необходимо специальное оборудование.[0080] After the third cooling, a fourth cooling of the steel sheet from 700 ° C to 500 ° C is performed. During the fourth cooling, if the average cooling rate becomes less than 5.0 ° C / s, a large amount of perlite and / or iron-based carbide is formed, and the residual austenite phase does not remain, so that the lower limit of the average cooling rate is set to 5.0 ° C / s or more. With this in mind, the average cooling rate is preferably 7.0 ° C / s or more, and more preferably 8.0 ° C / s or more. On the other hand, although the effects of the present invention are demonstrated without specifically defining an upper limit of the average cooling rate, the upper limit of the average cooling rate is set to 200.0 ° C / s in terms of cost, since it is necessary to create an average cooling rate above 200 ° C / s special equipment.
Следует отметить, что конечная температура охлаждения в четвертом охлаждении предпочтительно устанавливается равной значению (температура точки Ms - 20)°С или больше. Причина этого заключается в том, что если конечная температура охлаждения будет значительно ниже температуры точки Ms, непреобразованный аустенит будет преобразовываться в мартенсит, и станет невозможным получить достаточное количество остаточного аустенита, в котором концентрируется кремний. Принимая это во внимание, конечная температура охлаждения более предпочтительно устанавливается равной температуре точки Ms или больше.It should be noted that the final cooling temperature in the fourth cooling is preferably set to a value (point temperature Ms −20) ° C. or more. The reason for this is that if the final cooling temperature is much lower than the temperature of the Ms point, the unconverted austenite will be converted to martensite, and it will become impossible to obtain sufficient residual austenite, in which silicon is concentrated. With this in mind, the final cooling temperature is more preferably set to the point temperature Ms or more.
Температура точки Ms вычисляется в соответствии со следующим уравнением.The temperature of the point Ms is calculated in accordance with the following equation.
Температура точки Ms [°С]=541-474C/(1-VF)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al.Point temperature Ms [° C] = 541-474C / (1-VF) -15Si-35Mn-17Cr-17Ni + 19Al.
В вышеупомянутом уравнении VF представляет собой объемную долю феррита, а C, Si, Mn, Cr, Ni и Al представляют собой добавленные количества [% мас.] соответствующих элементов. Следует отметить, что поскольку непосредственно измерить объемную долю феррита во время изготовления затруднительно, для того чтобы определить температуру точки Ms в настоящем изобретении перед пропусканием стального листа через линию непрерывного отжига из холоднокатаного стального листа вырезается небольшой кусочек и отжигается в тех же температурных условиях, в которых этот кусочек был бы отожжен при прохождении через линию непрерывного отжига, после чего в нем измеряется изменение в объеме феррита, и численное значение, вычисленное с использованием результата измерения, устанавливается как объемная доля феррита VF.In the above equation, VF is the volume fraction of ferrite, and C, Si, Mn, Cr, Ni, and Al are the added amounts [wt%] of the corresponding elements. It should be noted that since it is difficult to directly measure the volume fraction of ferrite during manufacture, in order to determine the temperature of the Ms point in the present invention, a small piece is cut out and annealed under the same temperature conditions before passing the steel sheet through the continuous annealing line from the cold-rolled steel sheet this piece would be annealed when passing through a continuous annealing line, after which it measures the change in the volume of ferrite, and the numerical value calculated The output using the measurement result is set as the volume fraction of ferrite VF.
[0081] Далее, для того чтобы продлить бейнитное преобразование для получения фазы остаточного аустенита, выполняется процесс выдержки, в котором стальной лист выдерживается в диапазоне температур от 350°С до 450°С в течение от 30 с до 1000 с после четвертого охлаждения. Если время выдержки невелико, бейнитного преобразования не происходит, что приводит к тому, что концентрация углерода в фазе остаточного аустенита становится недостаточной, и достаточное количество остаточного аустенита не может быть получено. Принимая это во внимание, нижний предел времени выдержки устанавливается равным 30 с. Время выдержки предпочтительно составляет 40 с или больше и более предпочтительно составляет 60 с или больше. С другой стороны, если время выдержки является чрезмерно долгим, образуется карбид на основе железа, углерод потребляется для образования карбида на основе железа, и достаточное количество фазы остаточного аустенита не может быть получено, так что время выдержки устанавливается равным 1000 с или меньше. Принимая это во внимание, время выдержки предпочтительно составляет 800 с или меньше и более предпочтительно составляет 600 с или меньше.[0081] Further, in order to extend the bainitic transformation to obtain the residual austenite phase, a holding process is carried out in which the steel sheet is held in the temperature range from 350 ° C to 450 ° C for 30 s to 1000 s after the fourth cooling. If the holding time is short, bainitic conversion does not occur, which leads to the fact that the carbon concentration in the phase of residual austenite becomes insufficient, and a sufficient amount of residual austenite cannot be obtained. Taking this into account, the lower exposure time limit is set to 30 s. The holding time is preferably 40 s or more and more preferably 60 s or more. On the other hand, if the holding time is excessively long, iron-based carbide is formed, carbon is consumed to form iron-based carbide, and a sufficient amount of residual austenite phase cannot be obtained, so that the holding time is set to 1000 s or less. With this in mind, the holding time is preferably 800 s or less and more preferably 600 s or less.
Далее, для того чтобы обеспечить количество мартенсита отпуска меньше чем 10%, средняя скорость охлаждения в четвертом охлаждении способа производства предпочтительно устанавливается равной от 10°С/с до 190°С/с. Далее, в процессе выдержки после четвертого охлаждения время выдержки предпочтительно устанавливается в диапазоне от 50 с до 600 с.Further, in order to ensure the amount of tempering martensite is less than 10%, the average cooling rate in the fourth cooling of the production method is preferably set to be from 10 ° C / s to 190 ° C / s. Further, in the holding process after the fourth cooling, the holding time is preferably set in the range from 50 s to 600 s.
Следует отметить, что путем выполнения охлаждения без повторного нагрева до температуры 600°С, как в настоящей патентной заявке, концентрация кремния, сконцентрированного в фазе остаточного аустенита, может быть сохранена на ее текущем уровне. Если температура превышает 600°С, скорость диффузии легирующего элемента становится очень большой, что вызывает перераспределение кремния между остаточным аустенитом и микроструктурой, находящейся на периферии остаточного аустенита, что приводит к тому, что концентрация кремния в аустените понижается.It should be noted that by performing cooling without reheating to a temperature of 600 ° C, as in the present patent application, the concentration of silicon concentrated in the residual austenite phase can be kept at its current level. If the temperature exceeds 600 ° C, the diffusion rate of the alloying element becomes very high, which causes a redistribution of silicon between the residual austenite and the microstructure located on the periphery of the residual austenite, which leads to a decrease in the concentration of silicon in austenite.
[0082] Далее, в настоящем изобретении возможно также сформировать высокопрочный гальванизированный стальной лист путем выполнения после вышеописанного процесса выдержки процесса электролитической гальванизации в расплаве высокопрочного стального листа, полученного путем пропускания стального листа через линию непрерывного отжига с использованием вышеупомянутого способа.[0082] Further, in the present invention, it is also possible to form a high-strength galvanized steel sheet by performing, after the above-described process of holding the electrolytic galvanization process in the melt, a high-strength steel sheet obtained by passing a steel sheet through a continuous annealing line using the aforementioned method.
[0083] Далее, в настоящем изобретении возможно также произвести высокопрочный гальванизированный стальной лист с использованием следующего способа при использовании высокопрочного стального листа, полученного вышеописанным способом.[0083] Further, in the present invention, it is also possible to produce a high strength galvanized steel sheet using the following method using the high strength steel sheet obtained by the above method.
Конкретно, высокопрочный гальванизированный стальной лист может быть произведен аналогично случаю, в котором вышеописанный горячекатаный стальной лист или холоднокатаный стальной лист пропускается через линию непрерывного отжига, за исключением того, что полученный высокопрочный стальной лист погружается в ванну для гальванизации между четвертым охлаждением и процессом выдержки либо после процесса выдержки.Specifically, high-strength galvanized steel sheet can be produced similarly to the case in which the above hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet is passed through a continuous annealing line, except that the obtained high-strength steel sheet is immersed in a galvanizing bath between the fourth cooling and aging process or after aging process.
Соответственно, возможно получить высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий слой гальванического покрытия, сформированный на его поверхности, и имеющий высокую пластичность и высокую способность к отбортовке-вытяжке.Accordingly, it is possible to obtain a high-strength galvanized steel sheet having a plating layer formed on its surface and having high ductility and high flanging-drawing ability.
[0084] Далее, возможно также выполнить легирующую обработку, в которой стальной лист после погружения в ванну для гальванизации повторно нагревается до температуры от 460°С до 600°С и выдерживается в течение двух секунд или больше для того, чтобы тем самым провести легирование слоя покрытия на поверхности стального листа.[0084] Further, it is also possible to perform alloying treatment in which the steel sheet is reheated after being immersed in a galvanization bath to a temperature of 460 ° C to 600 ° C and held for two seconds or more in order to thereby alloy the layer coating on the surface of the steel sheet.
Путем выполнения такой легирующей обработки на поверхности происходит сплавление слоя гальванического покрытия и формируется сплав Zn-Fe, что приводит к получению высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего на своей поверхности легированный слой гальванического покрытия.By performing such an alloying treatment on the surface, a plating layer is fused and a Zn-Fe alloy is formed, which results in a high strength galvanized steel sheet having an alloyed plating layer on its surface.
[0085] Ванна для гальванизации особенно не ограничивается, и даже когда ванна содержит один, или два, или больше из следующих элементов: Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs и REM, эффекты настоящего изобретения не ухудшаются, и в зависимости от их количества это может иметь преимущества, такие как повышение устойчивости к коррозии и улучшение обрабатываемости. Далее, в ванне для цинкования (гальванизации) может содержаться алюминий. В этом случае концентрация алюминия в ванне предпочтительно составляет 0,05% или больше и 0,15% или меньше.[0085] The galvanization bath is not particularly limited, and even when the bath contains one, two, or more of the following elements: Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs and REM, the effects of the present invention do not deteriorate, and depending on their amount, this may have advantages, such as increased corrosion resistance and improved workability. Further, aluminum may be contained in the galvanizing bath. In this case, the concentration of aluminum in the bath is preferably 0.05% or more and 0.15% or less.
Далее, температура после процесса легирования предпочтительно составляет от 480°С до 560°С, а время выдержки в процессе легирования составляет предпочтительно от 15 с до 60 с.Further, the temperature after the alloying process is preferably from 480 ° C. to 560 ° C., and the dwell time in the alloying process is preferably from 15 seconds to 60 seconds.
[0086] Далее, нет никакой проблемы в том, чтобы покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего оксид фосфора и/или фосфор, была нанесена на поверхностный слой каждого из этих листов стали.[0086] Further, there is no problem in that a coating film consisting of a composite oxide containing phosphorus oxide and / or phosphorus is deposited on the surface layer of each of these steel sheets.
[0087] Следует отметить, что настоящее изобретение не ограничивается вышеописанными примерами.[0087] It should be noted that the present invention is not limited to the above examples.
Например, в способе производства высокопрочного оцинкованного стального листа по настоящему изобретению для того, чтобы улучшить адгезию слоя покрытия, стальной лист перед отжигом может быть покрыт одним или несколькими металлами, выбираемыми из никеля, меди, кобальта и железа.For example, in the method of manufacturing the high strength galvanized steel sheet of the present invention, in order to improve the adhesion of the coating layer, the steel sheet may be coated with one or more metals selected from nickel, copper, cobalt and iron before annealing.
[0088] Далее, в настоящем варианте осуществления стальной лист, подвергнутый отжигу, может быть подвергнут дрессировке с целью исправления формы. Однако, когда степень обжатия после отжига составляет более 10%, мягкая ферритная часть нагартовывается, что приводит к значительному ухудшению пластичности, и поэтому степень обжатия предпочтительно составляет менее 10%.[0088] Further, in the present embodiment, the annealed steel sheet may be trained to correct the shape. However, when the reduction ratio after annealing is more than 10%, the soft ferritic portion is hot, which leads to a significant deterioration in ductility, and therefore, the reduction ratio is preferably less than 10%.
[0089] При использовании высокопрочного стального листа в соответствии с настоящим изобретением, как описано выше, поскольку марганец концентрируется в фазе остаточного аустенита, возможно стабилизировать фазу остаточного аустенита и увеличить предел прочности.[0089] When using the high strength steel sheet in accordance with the present invention, as described above, since manganese is concentrated in the residual austenite phase, it is possible to stabilize the residual austenite phase and increase the tensile strength.
Далее, в высокопрочном стальном листе в соответствии с настоящим изобретением, поскольку кремний также концентрируется в фазе остаточного аустенита, аналогично марганцу, возможно умеренно дестабилизировать фазу остаточного аустенита, легко вызвать преобразование при создании деформации и создать достаточное деформационное упрочнение на начальной стадии во время обработки в области низких деформаций. В результате этого возможно достигнуть превосходной стабильности формы. С другой стороны, в области высоких деформаций возможно увеличить стабильность фазы остаточного аустенита с тем, чтобы кремний способствовал локальной пластичности.Further, in the high-strength steel sheet in accordance with the present invention, since silicon is also concentrated in the phase of residual austenite, like manganese, it is possible to moderately destabilize the phase of residual austenite, it is easy to cause transformation when creating strain and to create sufficient strain hardening at the initial stage during processing in the field low deformations. As a result of this, it is possible to achieve excellent mold stability. On the other hand, in the region of high strains, it is possible to increase the stability of the residual austenite phase so that silicon promotes local ductility.
[0090] Далее, в высокопрочном стальном листе в соответствии с настоящим изобретением в подходящем количестве добавляется алюминий, являющийся элементом, подавляющим образование карбида на основе железа, и обработка выполняется на основе предопределенной тепловой истории на стадии горячей прокатки, что приводит к тому, что кремний может быть эффективно сконцентрирован в остаточном аустените. Далее, в это же самое время алюминий демонстрирует распределение концентрации, обратное распределению концентрации кремния, так что возможно создать такое состояние распределения, в котором либо кремний, либо алюминий существуют в количестве, которое равно или больше среднего количества во всем стальном листе. Соответственно, образование карбида на основе железа подавляется, и появляется возможность препятствовать потреблению углерода для образования карбида, так что становится возможным устойчиво обеспечить фазу остаточного аустенита, что приводит к тому, что стабильность формы, пластичность и предел прочности могут быть в значительной степени улучшены.[0090] Further, in a high-strength steel sheet in accordance with the present invention, aluminum is added in an appropriate amount, which is an element that suppresses the formation of iron-based carbide, and the processing is performed based on a predetermined thermal history at the hot rolling stage, resulting in silicon can be effectively concentrated in residual austenite. Further, at the same time, aluminum demonstrates a concentration distribution that is inverse to the distribution of silicon concentration, so it is possible to create a distribution state in which either silicon or aluminum exists in an amount that is equal to or greater than the average amount in the entire steel sheet. Accordingly, iron-based carbide formation is suppressed, and it becomes possible to inhibit carbon consumption for carbide formation, so that it becomes possible to stably provide a residual austenite phase, which leads to the fact that the shape stability, ductility and tensile strength can be significantly improved.
[0091] Далее, в способе производства высокопрочного стального листа по настоящему изобретению путем управления стадией сматывания листа в рулон после горячей прокатки и стадиями первого и второго охлаждения до и после стадии сматывания листа в рулон возможно обеспечить достаточное количество фазы остаточного аустенита и распределить кремний, марганец и алюминий в стальном листе.[0091] Further, in the method of manufacturing the high-strength steel sheet of the present invention by controlling the step of winding the sheet into rolls after hot rolling and the first and second cooling steps before and after the step of winding the sheet into rolls, it is possible to provide a sufficient amount of residual austenite phase and distribute silicon, manganese and aluminum in a steel sheet.
ПРИМЕРЫEXAMPLES
[0092] Далее на основе примеров будет описан эффект настоящего изобретения, но настоящее изобретение не ограничивается условиями, используемыми в следующих примерах.[0092] Next, an effect of the present invention will be described based on examples, but the present invention is not limited to the conditions used in the following examples.
[0093] Слябы, имеющие химические компоненты (составы) от A до AD, проиллюстрированные в таблице 1 и таблице 2, были отлиты, сразу же после отливки подвергнуты горячей прокатке при условиях (температура нагрева сляба, конечная температура горячей прокатки), проиллюстрированных в таблицах 3-5, охлаждены со средними скоростями охлаждения при первом охлаждении от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон, представленными в таблицах 3-5, сматывание листа в рулон было выполнено при температурах сматывания листа в рулон, представленных в таблицах 3-5, охлаждение было выполнено со средними скоростями охлаждения при втором охлаждении после сматывания листа в рулон, представленными в таблице 2, и затем было выполнено травление. Следует отметить, что экспериментальные примеры 6, 49 и 87 были оставлены, как они есть, после травления, а другие экспериментальные примеры были подвергнуты холодной прокатке при степенях обжатия, проиллюстрированных в таблицах 3-5, и подвергнуты отжигу при условиях, представленных в таблицах 6-8, чтобы таким образом получить стальные листы экспериментальных примеров 1-93.[0093] Slabs having chemical components (compositions) from A to AD, illustrated in Table 1 and Table 2, were cast, hot rolled immediately after casting under the conditions (slab heating temperature, final hot rolling temperature) illustrated in the tables 3-5, cooled with average cooling rates during the first cooling from the completion of hot rolling to the start of sheet winding, shown in tables 3-5, sheet winding was performed at sheet winding temperatures, presented As shown in tables 3-5, cooling was performed with average cooling rates during the second cooling after winding the sheet into a roll, shown in table 2, and then etching was performed. It should be noted that experimental examples 6, 49 and 87 were left as they were after etching, and other experimental examples were cold rolled at the reduction rates illustrated in tables 3-5 and annealed under the conditions shown in tables 6 -8 to thereby obtain the steel sheets of Experimental Examples 1-93.
Далее, после охлаждения стальных листов, подвергнутых отжигу, до комнатной температуры в экспериментальных примерах 9-28 была выполнена холодная прокатка со степенью обжатия 0,15%, и в экспериментальных примерах 47-67 была выполнена холодная прокатка со степенью обжатия 0,55%.Further, after cooling the annealed steel sheets to room temperature, in experimental examples 9-28, cold rolling was performed with a compression ratio of 0.15%, and in experimental examples 47-67, cold rolling was performed with a compression ratio of 0.55%.
После этого в каждом из экспериментальных примеров 15 и 85 на поверхность слоя гальванического покрытия была нанесена покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего фосфор.After that, in each of experimental examples 15 and 85, a coating film consisting of a complex oxide containing phosphorus was deposited on the surface of the plating layer.
[0094] Следует отметить, что температуры точек преобразования Ac1 и Ac3 в таблицах 6-8 были вычислены на основе следующих эмпирических формул.[0094] It should be noted that the temperatures of the conversion points Ac 1 and Ac 3 in tables 6-8 were calculated based on the following empirical formulas.
Ac1 [°С]=723-10,7Mn + 19,1Si + 29,1Al - 16,9Ni + 16,9CrAc 1 [° C] = 723-10.7Mn + 19.1Si + 29.1Al - 16.9Ni + 16.9Cr
[0095] Ac3 [°С]=910-203√C + 44,7Si - 30Mn + 200Al - 20Ni - 10Cr[0095] Ac 3 [° C] = 910-203√C + 44.7Si - 30Mn + 200Al - 20Ni - 10Cr
[0096] Условия отжига, представленные в таблицах 6-8, включают в себя максимальную температуру нагрева на стадии нагрева, среднюю скорость охлаждения на третьей стадии охлаждения, на которой выполняется охлаждение от максимальной температуры нагрева до 700°С, среднюю скорость охлаждения на четвертой стадии охлаждения, на которой выполняется охлаждение от 700°С до 500°С, и время выдержки в диапазоне температур от 350°С до 450°С для того, чтобы продолжить бейнитное преобразование.[0096] The annealing conditions presented in tables 6-8 include the maximum heating temperature in the heating stage, the average cooling rate in the third cooling stage, in which cooling from the maximum heating temperature to 700 ° C, and the average cooling rate in the fourth stage are performed cooling, which performs cooling from 700 ° C to 500 ° C, and holding time in the temperature range from 350 ° C to 450 ° C in order to continue the bainitic transformation.
Далее, в таблицах 6-8 «CR» означает холоднокатаный стальной лист, полученный путем выполнения холодной прокатки после травления, «HR» означает горячекатаный стальной лист, оставленный как он есть после травления, «GI» означает гальванизированный стальной лист, полученный путем выполнения горячего цинкования поверхности стального листа в расплаве, «GA» означает легированный гальванизированный стальной лист, полученный путем выполнения легирующей обработки после выполнения горячего цинкования, и «EG» означает электролитически гальванизованный стальной лист, полученный путем выполнения электролитического цинкования поверхности стального листа в расплаве. Следует отметить, что температура при выполнении легирующей обработки приведена в таблице 3, а время выдержки при легирующей обработке было установлено равным 25 с.Further, in Tables 6-8, “CR” means a cold rolled steel sheet obtained by performing cold rolling after etching, “HR” means a hot rolled steel sheet left as it is after etching, “GI” means a galvanized steel sheet obtained by performing hot galvanizing the surface of the steel sheet in the melt, “GA” means alloyed galvanized steel sheet obtained by performing alloying treatment after performing hot dip galvanizing, and “EG” means electrolytic galvanizing nny steel sheet obtained by performing electrolytic galvanizing steel sheet surface in the melt. It should be noted that the temperature during the alloying treatment is given in table 3, and the exposure time during alloying treatment was set to 25 s.
Далее, при производстве электролитически оцинкованного стального листа (EG) после отжига в качестве предварительной обработки перед электролитическим цинкованием были выполнены щелочное обезжиривание стального листа, промывка водой, травление и еще одна промывка водой. После предварительной обработки было выполнено электролитическое цинкование стального листа с использованием устройства электролитического осаждения с циркуляцией жидкости с ванной для нанесения электролитического покрытия, содержащей сульфат цинка, сульфат натрия и серную кислоту, при плотности тока 100 A/дм2, до тех пор, пока не была получена предопределенная толщина покрытия, и тем самым выполнено цинкование.Further, in the production of electrolytically galvanized steel sheet (EG) after annealing, alkaline degreasing of the steel sheet, washing with water, etching and another washing with water were performed as preliminary treatment before electrolytic galvanizing. After pretreatment, electrolytic galvanizing of the steel sheet was carried out using an electrolytic deposition device with fluid circulation from a bath for applying an electrolytic coating containing zinc sulfate, sodium sulfate and sulfuric acid, at a current density of 100 A / dm 2 , until it was a predetermined coating thickness is obtained, and thereby galvanized.
[0105] Таблицы 9-11 представляют результаты анализа микроструктур. Результаты были получены путем измерения в каждом из стальных листов экспериментальных примеров 1-93 фракций микроструктур, когда поверхность, параллельная поверхности стального листа и находящаяся на глубине 1/4 толщины листа, была установлена в качестве поверхности наблюдения. Вне фракций микроструктур количество фазы остаточного аустенита (остаточный γ) было измерено на основе рентгеновского анализа, а фракции феррита (F), бейнита (B), бейнитного феррита (BF), мартенсита отпуска (ТМ) и свежего мартенсита (M), составляющие остальную часть, были измерены путем вырезания сечения по толщине, параллельного направлению прокатки, травления ниталем зеркально отполированного поперечного сечения и наблюдения поперечного сечения с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа.[0105] Tables 9-11 represent the results of the analysis of microstructures. The results were obtained by measuring in each of the steel sheets of experimental examples 1-93 fractions of microstructures when a surface parallel to the surface of the steel sheet and located at a depth of 1/4 of the sheet thickness was set as the observation surface. Outside the microstructure fractions, the amount of the residual austenite phase (residual γ) was measured on the basis of X-ray analysis, while the fractions of ferrite (F), bainite (B), bainitic ferrite (BF), tempering martensite (TM), and fresh martensite (M) constituting the rest part, were measured by cutting the cross section in thickness parallel to the rolling direction, etching the mirror polished cross section with nital and observing the cross section using a field emission scanning electron microscope.
[0109] Таблицы 12-14 представляют результаты анализа компонентов в полученных стальных листах. Из результатов анализа компонентов количество (Cγ) углерода в твердом растворе в фазе остаточного аустенита определялось на основе рентгеновского анализа.[0109] Tables 12-14 present the results of the analysis of the components in the obtained steel sheets. From the results of the analysis of the components, the amount of (C γ ) carbon in the solid solution in the residual austenite phase was determined based on x-ray analysis.
[0110] Количество марганца в твердом растворе в фазе остаточного аустенита определялось следующим образом.[0110] The amount of manganese in the solid solution in the residual austenite phase was determined as follows.
Сначала из каждого из полученных стальных листов в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа вырезалось сечение по толщине, параллельное направлению прокатки, это сечение зеркально полировалось, затем на этом отполированном поперечном сечении выполнялся электронно-зондовый микроанализ (EPMA) для того, чтобы создать карту концентрации марганца, и определялось среднее количество марганца (WMn*). Далее в том же самом диапазоне строилась карта распределения фазы остаточного аустенита с помощью анализатора дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD), присоединенного к микроскопу FE-SEM, карта концентрации марганца и карта остаточного аустенита были далее наложены одна на другую, посредством чего были извлечены только измеренные значения концентрации марганца в остаточном аустените, чтобы таким образом определить количество (WMnγ) марганца в твердом растворе в фазе остаточного аустенита.First, a section in thickness parallel to the direction of rolling was cut out of each of the obtained steel sheets in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, this section was mirror polished, then an electron probe microanalysis (EPMA) was performed on this polished cross section to create a map of the concentration of manganese, and the average amount of manganese (W Mn * ) was determined. Then, in the same range, a map of the distribution of the residual austenite phase was constructed using a back-scattered electron diffraction analyzer (EBSD) connected to an FE-SEM microscope, a map of the manganese concentration and a map of residual austenite were then superimposed on top of each other, whereby only measured values of the concentration of manganese in the residual austenite in order to thereby determine the amount (W Mnγ ) of manganese in the solid solution in the residual austenite phase.
[0111] Количество кремния в твердом растворе в фазе остаточного аустенита также было определено аналогично определению количества марганца.[0111] The amount of silicon in the solid solution in the residual austenite phase was also determined similarly to determining the amount of manganese.
Сначала выполнялся электронно-зондовый микроанализ (EPMA) и аналитическое исследование для определения карты концентрации кремния, среднего количества кремния (WSi*) и количества (WSiγ) кремния в твердом растворе в остаточном аустените.First, an electron probe microanalysis (EPMA) and an analytical study were performed to determine the map of silicon concentration, average amount of silicon (W Si * ) and amount (W Siγ ) of silicon in the solid solution in residual austenite.
[0112] Количество алюминия в твердом растворе в фазе остаточного аустенита также было определено аналогично определению количества марганца.[0112] The amount of aluminum in the solid solution in the residual austenite phase was also determined similarly to the determination of the amount of manganese.
Сначала выполнялся электронно-зондовый микроанализ (EPMA) для определения карты концентрации алюминия и среднего количества алюминия (WAl*).First, an electron probe microanalysis (EPMA) was performed to determine a map of aluminum concentration and average aluminum amount (W Al * ).
Следует отметить, что прочерки в графах количества углерода в твердом растворе, количества марганца в твердом растворе и количества кремния в твердом растворе в экспериментальных примерах 89 и 90 означают то, что измерение было невозможно выполнить. Причина этого заключалась в том, что объемная доля фазы остаточного аустенита составляла 0% в обоих из экспериментальных примеров 89 и 90, как представлено в таблицах 9-11, и соответственно было невозможно измерить количество любого элемента в твердом растворе.It should be noted that the dashes in the graphs of the amount of carbon in the solid solution, the amount of manganese in the solid solution and the amount of silicon in the solid solution in experimental examples 89 and 90 mean that the measurement was impossible to perform. The reason for this was that the volume fraction of the residual austenite phase was 0% in both of experimental examples 89 and 90, as shown in tables 9-11, and accordingly it was impossible to measure the amount of any element in the solid solution.
[0113] Затем из результатов электронно-зондового микроанализа определялась сумма (F) нормализованного количества кремния (WSi/WSi*) и нормализованного количества алюминия (WAl/WAl*) в каждой точке измерения, строилась гистограмма значений этих сумм, и определялись значения моды распределения и коэффициента эксцесса для этой гистограммы.[0113] Then, from the results of electron probe microanalysis, the sum (F) of the normalized amount of silicon (W Si / W Si * ) and the normalized amount of aluminum (W Al / W Al * ) at each measurement point was determined, a histogram of the values of these sums was constructed, and the values of the distribution mode and the excess coefficient for this histogram were determined.
Результаты представлены в таблицах 12-14.The results are presented in tables 12-14.
[0117] Далее, результаты оценки свойств стальных листов экспериментальных примеров 1-93 показаны в таблицах 15-17.[0117] Further, the results of evaluating the properties of the steel sheets of the experimental examples 1-93 are shown in tables 15-17.
Из стальных листов экспериментальных примеров 1-93 были взяты образцы для испытания на растяжение, соответствующие стандарту JIS Z 2201, испытание на растяжение проводилось в соответствии со стандартом JIS Z 2241, и были измерены значения предела текучести «YS», предела прочности «TS» и полного удлинения «EL».JIS Z 2201 tensile test specimens were taken from the steel sheets of Experimental Examples 1-93, tensile testing was carried out in accordance with JIS Z 2241, and the yield strength “YS”, the tensile strength “TS”, and full elongation "EL".
Далее было выполнено испытание на раздачу отверстия (по стандарту JFST1001) для оценки способности к отбортовке-вытяжке, и было вычислено предельное значение раздачи отверстия «λ» в качестве индекса способности к отбортовке-вытяжке.Further, a hole distribution test (according to JFST1001 standard) was performed to evaluate the ability to flange-hood, and the limit value of the distribution of the hole "λ" was calculated as an index of the ability to flanging-hood.
Далее, для того чтобы оценить стабильность формы, было выполнено испытание на 90-градусный угловой изгиб. Образец для испытания размером 35 мм × 100 мм был вырезан из стальных листов экспериментальных примеров 1-92, поверхность среза механически полировалась, и испытание на изгиб проводилось с заданным радиусом изгиба, равным удвоенной толщине каждого из стальных листов, затем для каждого образца измерялся угол после формования и определялся угол обратного отклонения от 90°.Further, in order to evaluate the stability of the mold, a 90 degree angular bend test was performed. A 35 mm × 100 mm test specimen was cut from steel sheets of Experimental Examples 1-92, the cut surface was mechanically polished, and a bend test was carried out with a predetermined bending radius equal to twice the thickness of each of the steel sheets, then the angle after molding and determined the angle of inverse deviation from 90 °.
Следует отметить, что тестовые примеры, отмеченные значком «X» в результатах испытаний в таблицах 15-17, имели трещины и/или уменьшение площади поперечного сечения на краю тестового образца, и поэтому формование не могло быть выполнено.It should be noted that the test examples marked with an “X” in the test results in Tables 15-17 had cracks and / or a decrease in cross-sectional area at the edge of the test sample, and therefore molding could not be performed.
Следует отметить, что при оценке свойств примеры, имевшие предел прочности меньше чем 900 МПа, примеры, имевшие полное удлинение меньше чем 10%, примеры, имевшие предельное значение раздачи отверстия меньше чем 20%, и примеры, имевшие стабильность формы больше чем 3,0°, оценивались как непрошедшие испытание.It should be noted that when evaluating the properties, examples having a tensile strength of less than 900 MPa, examples having a total elongation of less than 10%, examples having a limiting hole distribution of less than 20%, and examples having a shape stability of more than 3.0 °, evaluated as non-tested.
Следует отметить, что подчеркнутые численные значения и символы в таблицах 1-17 указывают на диапазон, находящийся вне настоящего изобретения.It should be noted that the underlined numerical values and symbols in tables 1-17 indicate a range that is outside the present invention.
[0121] Экспериментальные примеры 6 и 87 являются примерами настоящего изобретения, в которых горячая прокатка и сматывание листа в рулон проводились на основе условий в соответствии с настоящим изобретением, и был выполнен отжиг. Далее, экспериментальный пример 49 является примером настоящего изобретения, в котором горячая прокатка и сматывание листа в рулон проводились на основе условий в соответствии с настоящим изобретением, стальной лист погружался в цинковую ванну во время охлаждения на стадии отжига, и дополнительно проводилась легирующая обработка плакирующего слоя. Экспериментальный пример удовлетворяет производственным условиям по настоящему изобретению и показывает превосходную стабильность формы, пластичность и формуемость.[0121] Experimental examples 6 and 87 are examples of the present invention, in which hot rolling and reeling of the sheet was carried out based on the conditions in accordance with the present invention, and annealing was performed. Further, experimental example 49 is an example of the present invention, in which hot rolling and winding of the sheet was carried out on the basis of the conditions of the present invention, the steel sheet was immersed in a zinc bath during cooling in the annealing step, and an additional alloying treatment of the clad layer was carried out. The experimental example satisfies the production conditions of the present invention and shows excellent mold stability, ductility and formability.
Далее, экспериментальные примеры 11, 23, 35, 46, 55, 64, 73 и 82 являются примерами настоящего изобретения, в которых горячая прокатка, сматывание листа в рулон, холодная прокатка и отжиг проводились на основе условий в соответствии с настоящим изобретением, а затем проводилась обработка электролитическим осаждением для получения высокопрочных листов оцинкованной стали. Эти экспериментальные примеры удовлетворяют производственным условиям по настоящему изобретению и показывают превосходную стабильность формы, пластичность и формуемость.Further, experimental examples 11, 23, 35, 46, 55, 64, 73 and 82 are examples of the present invention, in which hot rolling, sheet winding, cold rolling and annealing were carried out based on the conditions in accordance with the present invention, and then electrolytic deposition processing was carried out to obtain high-strength galvanized steel sheets. These experimental examples satisfy the production conditions of the present invention and show excellent mold stability, ductility and formability.
Далее, экспериментальные примеры 7, 19, 31, 43, 52, 61, 70, 79, и 88 являются примерами настоящего изобретения, в которых горячая прокатка, сматывание листа в рулон и холодная прокатка проводились на основе условий в соответствии с настоящим изобретением, а затем стальные листы погружались в цинковую ванну в середине охлаждения на стадии отжига, чтобы таким образом получить высокопрочные листы оцинкованной стали горячего цинкования. Эти экспериментальные примеры удовлетворяют производственным условиям по настоящему изобретению и показывают превосходную стабильность формы, пластичность и формуемость.Further, experimental examples 7, 19, 31, 43, 52, 61, 70, 79, and 88 are examples of the present invention, in which hot rolling, sheet winding and cold rolling were carried out based on the conditions in accordance with the present invention, and then, the steel sheets were immersed in a zinc bath in the middle of cooling at the annealing stage, so as to obtain high strength galvanized steel sheets of hot-dip galvanizing. These experimental examples satisfy the production conditions of the present invention and show excellent mold stability, ductility and formability.
Далее, экспериментальные примеры 3, 15, 27, 39, 58, 67, 76 и 85 являются примерами настоящего изобретения, в которых горячая прокатка, сматывание листа в рулон и холодная прокатка проводились на основе условий в соответствии с настоящим изобретением, затем стальные листы погружались в цинковую ванну в середине охлаждения на стадии отжига, после чего проводилась легирующая обработка плакирующего слоя для того, чтобы получить высокопрочные легированные листы оцинкованной стали горячего цинкования. Эти экспериментальные примеры удовлетворяют производственным условиям по настоящему изобретению и показывают превосходную стабильность формы, пластичность и формуемость.Further, experimental examples 3, 15, 27, 39, 58, 67, 76 and 85 are examples of the present invention in which hot rolling, sheet winding and cold rolling were carried out based on the conditions in accordance with the present invention, then the steel sheets were immersed into the zinc bath in the middle of cooling at the annealing stage, after which the alloying treatment of the clad layer was carried out in order to obtain high-strength alloyed sheets of galvanized steel of hot-dip galvanizing. These experimental examples satisfy the production conditions of the present invention and show excellent mold stability, ductility and formability.
Далее экспериментальные примеры 15 и 85 являются примерами, в которых на поверхность легированного оцинкованного слоя была нанесена покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего фосфор, и были получены хорошие свойства.Further, experimental examples 15 and 85 are examples in which a coating film consisting of a complex oxide containing phosphorus was deposited on the surface of the doped galvanized layer and good properties were obtained.
[0122] Примеры настоящего изобретения за исключением вышеперечисленных являются примерами, в которых горячая прокатка и сматывание листа в рулон проводились на основе условий в соответствии с настоящим изобретением, стальные листы охлаждались до температуры 100°С или меньше, поверхности были подвергнуты травлению, холодная прокатка проводилась с описанными степенями обжатия, а затем выполнялся отжиг. Каждый из примеров настоящего изобретения показывает превосходную стабильность формы, пластичность и формуемость.[0122] Examples of the present invention, with the exception of the foregoing, are examples in which hot rolling and reeling of the sheet was carried out based on the conditions of the present invention, steel sheets were cooled to a temperature of 100 ° C or less, surfaces were etched, cold rolled was carried out with the described reduction rates, and then annealing was performed. Each of the examples of the present invention shows excellent mold stability, ductility and formability.
[0123] В экспериментальном примере 89 добавленное количество углерода является небольшим, и поэтому невозможно получить бейнит, бейнитный феррит, мартенсит отпуска и свежий мартенсит, являющиеся твердыми микроструктурами, так что прочность становится низкой.[0123] In experimental example 89, the added amount of carbon is small, and therefore it is not possible to obtain bainite, bainitic ferrite, tempering martensite and fresh martensite, which are solid microstructures, so that the strength becomes low.
[0124] В экспериментальном примере 90 добавленное количество кремния является небольшим, и поэтому фаза остаточного аустенита не может быть получена, так что стабильность формы становится низкой.[0124] In experimental example 90, the added amount of silicon is small, and therefore, the residual austenite phase cannot be obtained, so that the shape stability becomes low.
[0125] В экспериментальном примере 91 бейнит, бейнитный феррит, мартенсит отпуска и свежий мартенсит, являющиеся твердыми микроструктурами, не могут быть получены в достаточном количестве, поскольку добавленное количество марганца является небольшим и поскольку количество твердорастворенного марганца в фазе остаточного аустенита является небольшим, поэтому прочность и стабильность формы становятся низкими.[0125] In the experimental example, 91 bainite, bainitic ferrite, tempering martensite and fresh martensite, which are solid microstructures, cannot be obtained in sufficient quantities because the added amount of manganese is small and since the amount of solid solution of manganese in the residual austenite phase is small, therefore, the strength and mold stability become low.
[0126] В экспериментальном примере 92 добавленное количество алюминия является небольшим, и поэтому кремний не может быть достаточно сконцентрирован в фазе остаточного аустенита, и распределения концентраций кремния и алюминия не соответствуют предопределенным распределениям, что приводит к тому, что стабильность формы становится низкой.[0126] In Experimental Example 92, the added amount of aluminum is small, and therefore, silicon cannot be sufficiently concentrated in the residual austenite phase, and the concentration distributions of silicon and aluminum do not correspond to predetermined distributions, which leads to the fact that the shape stability becomes low.
[0127] Экспериментальный пример 4 является примером, в котором температура завершения горячей прокатки является низкой, и поскольку микроструктуры простираются в одном направлении и являются неравномерными, пластичность и стабильность формы становятся низкими.[0127] Experimental example 4 is an example in which the hot rolling completion temperature is low, and since the microstructures extend in one direction and are uneven, the ductility and mold stability become low.
[0128] Экспериментальный пример 8 является примером, в котором температура намотки листа в рулон после горячей прокатки является низкой, и поскольку марганец и кремний недостаточно концентрируются в фазе остаточного аустенита, стабильность формы становится низкой.[0128] Experimental example 8 is an example in which the temperature of winding a sheet into a roll after hot rolling is low, and since manganese and silicon are not sufficiently concentrated in the residual austenite phase, the shape stability becomes low.
[0129] Экспериментальный пример 12 является примером, в котором скорость охлаждения после горячей прокатки и после сматывания листа в рулон является низкой, и поскольку марганец и кремний недостаточно концентрируются в фазе остаточного аустенита, стабильность формы становится низкой.[0129] Experimental example 12 is an example in which the cooling rate after hot rolling and after winding the sheet into a roll is low, and since manganese and silicon are not sufficiently concentrated in the residual austenite phase, the shape stability becomes low.
[0130] Экспериментальный пример 16 является примером, в котором максимальная температура нагрева на стадии отжига высока, и поскольку объемная доля мягкого феррита является небольшой, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке и стабильность формы становятся низкими.[0130] Experimental example 16 is an example in which the maximum heating temperature at the annealing stage is high, and since the volume fraction of soft ferrite is small, ductility, flanging-drawing ability, and mold stability become low.
С другой стороны, экспериментальный пример 20 является примером, в котором максимальная температура нагрева на стадии отжига является низкой, и поскольку большое количество крупнозернистого карбида на основе железа, являющегося отправной точкой разрушения, остается в нерастворенном состоянии, бейнит, бейнитный феррит, мартенсит отпуска и свежий мартенсит, являющиеся твердыми микроструктурами, а также остаточный аустенит не могут быть получены в достаточном количестве, что приводит к тому, что пластичность, способность к отбортовке-вытяжке и стабильность формы становятся низкими.Experimental example 20, on the other hand, is an example in which the maximum heating temperature at the annealing stage is low, and since a large amount of coarse-grained iron-based carbide, which is the starting point of failure, remains undissolved, bainite, bainitic ferrite, tempering martensite and fresh martensite, which are solid microstructures, as well as residual austenite cannot be obtained in sufficient quantities, which leads to plasticity, the ability to flare zhke and dimensional stability are low.
[0131] В экспериментальном примере 24 средняя скорость охлаждения на третьей стадии охлаждения до 700°С является низкой, образуется большое количество крупнозернистого карбида на основе железа и феррита, и бейнит, бейнитный феррит, мартенсит отпуска и свежий мартенсит, являющиеся твердыми микроструктурами, не могут быть получены в достаточном количестве, что приводит к тому, что прочность становится низкой.[0131] In experimental example 24, the average cooling rate in the third stage of cooling to 700 ° C is low, a large amount of coarse-grained carbide based on iron and ferrite is formed, and bainite, bainitic ferrite, tempering martensite and fresh martensite, which are solid microstructures, cannot be obtained in sufficient quantities, which leads to the fact that the strength becomes low.
С другой стороны, в экспериментальном примере 28 средняя скорость охлаждения на третьей стадии охлаждения до 700°С является высокой, а объемная доля мягкого феррита является небольшой, так что пластичность и стабильность формы становятся низкими.On the other hand, in Experimental Example 28, the average cooling rate in the third stage of cooling to 700 ° C. is high, and the volume fraction of soft ferrite is small, so that ductility and shape stability become low.
[0132] В экспериментальном примере 32 скорость охлаждения на четвертой стадии охлаждения от 700°С до 500°С является низкой, образуется большое количество крупнозернистого карбида на основе железа, и бейнит, бейнитный феррит, мартенсит отпуска и свежий мартенсит, являющиеся твердыми микроструктурами, не могут быть получены в достаточном количестве, что приводит к тому, что прочность становится низкой.[0132] In Experimental Example 32, the cooling rate in the fourth cooling step from 700 ° C to 500 ° C is low, a large amount of coarse iron carbide is formed, and bainite, bainitic ferrite, tempering martensite and fresh martensite, which are solid microstructures, are not can be obtained in sufficient quantities, which leads to the fact that the strength becomes low.
[0133] В экспериментальном примере 36, поскольку время выдержки от 450°С до 350°С является коротким, углерод недостаточно концентрируется в фазе остаточного аустенита, и остается недостаточное количество фазы остаточного аустенита, и поскольку содержится большое количество мартенсита, являющегося отправной точкой разрушения, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке и стабильность формы становятся низкими.[0133] In experimental example 36, since the exposure time from 450 ° C to 350 ° C is short, the carbon is not concentrated enough in the residual austenite phase, and there is not enough residual austenite phase, and since there is a large amount of martensite, which is the starting point of fracture, ductility, flanging-drawing ability and shape stability become low.
С другой стороны, в экспериментальном примере 40, поскольку время выдержки от 450°С до 350°С является долгим, во время процесса выдержки образуется карбид на основе железа, и объемная доля фазы остаточного аустенита является небольшой, так что пластичность и стабильность формы становятся низкими.On the other hand, in Experimental Example 40, since the exposure time from 450 ° C. to 350 ° C. is long, iron-based carbide is formed during the aging process, and the volume fraction of the residual austenite phase is small, so that ductility and shape stability become low .
[0134] Экспериментальный пример 93 является примером, в котором максимальная температура нагрева на стадии отжига высока и средняя скорость охлаждения на третьей стадии охлаждения после стадии отжига является высокой, и поскольку объемная доля мягкого феррита является небольшой, способность к отбортовке-вытяжке становится низкой.[0134] Experimental example 93 is an example in which the maximum heating temperature in the annealing step is high and the average cooling rate in the third cooling step after the annealing step is high, and since the volume fraction of soft ferrite is small, the drawback property becomes low.
Экспериментальный пример 94 является примером, в котором средняя скорость охлаждения при первом охлаждении от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон является низкой, и поскольку ферритовое преобразование продолжается дольше необходимого, распределение марганца, кремния и алюминия невозможно продолжить после сматывания листа в рулон, и количество марганца, кремния и алюминия в фазе остаточного аустенита, полученные на стадии отжига, находятся вне диапазона настоящего изобретения, так что стабильность формы становится низкой.Experimental Example 94 is an example in which the average cooling rate upon first cooling from the completion of hot rolling to the start of sheet winding is low, and since the ferrite conversion lasts longer than necessary, the distribution of manganese, silicon and aluminum cannot continue after the sheet is rolled, and the amount of manganese, silicon, and aluminum in the residual austenite phase obtained in the annealing step is outside the range of the present invention, so that the shape stability is Low.
Claims (14)
С: от 0,075 до 0,30
Si: от 0,30 до 2,5
Mn: от 1,3 до 3,5
Р: от 0,001 до 0,03
S: от 0,0001 до 0,01
Al: от 0,080 до 1,50
N: от 0,0001 до 0,01
О: от 0,0001 до 0,01 и
железо и неизбежные примеси остальное, в котором
в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины в структуре листа содержится в объемной доле от 5% до 20% остаточного аустенита, а количество углерода в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, составляет от 0,80 до 1,00 мас.%;
значение WSiγ, определяемое как количество кремния в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превосходит значение WSi*, определяемое как среднее количество кремния в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа;
значение WMnγ, определяемое как количество марганца в твердом растворе, содержащегося в фазе остаточного аустенита, в 1,10 раза или больше превосходит значение WMn*, определяемое как среднее количество марганца в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины стального листа, причем
в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины стального листа значение моды частотного распределения F(WSi, WAl), измеренного в областях измерения диаметром 1 мкм или меньше и являющегося суммой отношения между значением WSi, определяемым как измеренное значение количества кремния в каждой из множества областей измерения, и значением WSi*, являющимся средним количеством кремния, и отношения между значением WAl, определяемым как измеренное значение количества алюминия в каждой из множества областей измерения, и значением WAl*, являющимся средним количеством алюминия, составляет от 1,95 до 2,05, а значение коэффициента эксцесса частотного распределения F(WSi, WAl) составляет 2,00 или более.1. High strength steel sheet containing, in wt.%:
C: from 0.075 to 0.30
Si: 0.30 to 2.5
Mn: 1.3 to 3.5
P: from 0.001 to 0.03
S: 0.0001 to 0.01
Al: 0.080 to 1.50
N: 0.0001 to 0.01
O: from 0.0001 to 0.01 and
iron and inevitable impurities rest in which
in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness in the sheet structure, it contains in a volume fraction of 5% to 20% of residual austenite, and the amount of carbon in the solid solution contained in the phase of residual austenite is from 0.80 to 1.00 wt. .%;
W Siγ , defined as the amount of silicon in the solid solution contained in the residual austenite phase, is 1.10 times or more greater than W Si * , defined as the average amount of silicon in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet ;
the value of W Mnγ , defined as the amount of manganese in the solid solution contained in the residual austenite phase, is 1.10 times or more greater than the value of W Mn * , defined as the average amount of manganese in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet , and
in the range from 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet, the value of the frequency distribution mode F (W Si , W Al ), measured in the measurement areas with a diameter of 1 μm or less and being the sum of the relations between the value of W Si , defined as the measured value of the amount of silicon in each of the plurality of measurement fields and a value W Si *, which is the average amount of silicon, and the relationship between the value of W Al, defined as the amount of aluminum measured value in each of the plurality of measurement fields and a value W Al *, which is the average number of aluminum, is from 1.95 to 2.05, and the value of kurtosis frequency distribution F (W Si, W Al) is 2.00 or more.
Ti: от 0,005 до 0,15
Nb: от 0,005 до 0,15
V: от 0,005 до 0,15
В: от 0,0001 до 0,01
Мо: от 0,01 до 1,0
W: от 0,01 до 1,0
Cr: от 0,01 до 2,0
Ni: от 0,01 до 2,0
Cu: от 0,01 до 2,0 и/или
от 0,0001 до 0,5 в сумме одного или более из Са, Се, Mg, Zr, Hf и REM.3. The sheet according to claim 1, additionally containing, in wt.%, One or more of:
Ti: 0.005 to 0.15
Nb: 0.005 to 0.15
V: 0.005 to 0.15
B: from 0.0001 to 0.01
Mo: from 0.01 to 1.0
W: 0.01 to 1.0
Cr: 0.01 to 2.0
Ni: 0.01 to 2.0
Cu: from 0.01 to 2.0 and / or
from 0.0001 to 0.5 in the sum of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf and REM.
стадию горячей прокатки, на которой сляб, содержащий, в мас.%:
С: от 0,075 до 0,30
Si: от 0,30 до 2,5
Mn: от 1,3 до 3,5
Р: от 0,001 до 0,03
S: от 0,0001 до 0,01
Al: от 0,080 до 1,5
N: от 0,0001 до 0,01
О: от 0,0001 до 0,01
железо и неизбежные примеси остальное, нагревают до температуры 1100°C или больше, выполняют горячую прокатку сляба в области температур, у которой более высокая температура из 850°C и температуры Ar3 устанавливают в качестве нижнего предела, выполняют первое охлаждение в диапазоне от завершения горячей прокатки до начала сматывания листа в рулон со средней скоростью 10°C/с или более, выполняют сматывание листа в рулон в диапазоне температур сматывания Тсм от 600°C до 750°C и выполняют второе охлаждение намотанного стального листа в диапазоне от температуры сматывания Тсм до (Тсм - 100)°C со средней скоростью 15°C/час или менее; и
стадию непрерывного отжига, которая включает в себя отжиг стального листа при максимальной температуре нагрева от (Ас1+40)°C до 1000°C после второго охлаждения, затем выполняют третье охлаждение при средней скорости охлаждения от 1,0°C/с до 10,0°C/с в диапазоне от максимальной температуры нагрева до 700°C, затем выполняют четвертое охлаждение при средней скорости охлаждения от 5,0°C/с до 200,0°C/с в диапазоне температур от 700°C до 500°C и затем, после четвертого охлаждения, выполняют выдержку стального листа в течение от 30 с до 1000 с в диапазоне температур от 350°C до 450°C.6. A method of manufacturing a high strength steel sheet, including:
stage hot rolling, in which a slab containing, in wt.%:
C: from 0.075 to 0.30
Si: 0.30 to 2.5
Mn: 1.3 to 3.5
P: from 0.001 to 0.03
S: 0.0001 to 0.01
Al: 0.080 to 1.5
N: 0.0001 to 0.01
O: from 0.0001 to 0.01
iron and unavoidable impurities, the rest is heated to a temperature of 1100 ° C or more, hot rolling of the slab is performed in a temperature region in which a higher temperature of 850 ° C and Ar 3 temperatures are set as the lower limit, the first cooling is performed in the range from completion of hot rolling the sheet prior to winding into a roll at an average rate of 10 ° C / s or more, coiling is performed on a roll sheet in the coiling temperature range T of from 600 cm ° C to 750 ° C and performing the second cooling coiled steel sheet in the range of Temperature coiling cm to T (T cm - 100) ° C with an average rate of 15 ° C / hour or less; and
a continuous annealing step, which includes annealing the steel sheet at a maximum heating temperature from (Ac 1 +40) ° C to 1000 ° C after the second cooling, then the third cooling is performed at an average cooling rate of from 1.0 ° C / s to 10 , 0 ° C / s in the range from the maximum heating temperature to 700 ° C, then the fourth cooling is performed at an average cooling rate of 5.0 ° C / s to 200.0 ° C / s in the temperature range from 700 ° C to 500 ° C and then, after the fourth cooling, perform exposure of the steel sheet for 30 s to 1000 s in the temperature range from 350 ° C to 450 ° C.
Ti: от 0,005 до 0,15
Nb: от 0,005 до 0,15
V: от 0,005 до 0,15
В: от 0,0001 до 0,01
Мо: от 0,01 до 1,0
W: от 0,01 до 1,0
Cr: от 0,01 до 2,0
Ni: от 0,01 до 2,0
Cu: от 0,01 до 2,0 и/или
от 0,0001 до 0,5 в сумме одного или более из Са, Се, Mg, Zr, Hf и REM.7. The method according to p. 6, characterized in that the slab further comprises, in wt.%, One or more of:
Ti: 0.005 to 0.15
Nb: 0.005 to 0.15
V: 0.005 to 0.15
B: from 0.0001 to 0.01
Mo: from 0.01 to 1.0
W: 0.01 to 1.0
Cr: 0.01 to 2.0
Ni: 0.01 to 2.0
Cu: from 0.01 to 2.0 and / or
from 0.0001 to 0.5 in the sum of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf and REM.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011167689 | 2011-07-29 | ||
| JP2011-167689 | 2011-07-29 | ||
| PCT/JP2012/069262 WO2013018741A1 (en) | 2011-07-29 | 2012-07-27 | High-strength steel sheet having excellent shape-retaining properties, high-strength zinc-plated steel sheet, and method for manufacturing same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2014107494A RU2014107494A (en) | 2015-09-10 |
| RU2575113C2 true RU2575113C2 (en) | 2016-02-10 |
Family
ID=
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2746997C1 (en) * | 2017-12-19 | 2021-04-23 | Арселормиттал | High strength and high deformable sheet steel and method of its production |
| RU2751717C2 (en) * | 2017-06-02 | 2021-07-16 | Арселормиттал | Sheet steel for manufacture of press-hardened parts, press-hardened part characterized by combination of high strength and ductility in event of accident, and methods for their manufacture |
| RU2778467C1 (en) * | 2018-09-20 | 2022-08-19 | Арселормиттал | Cold-rolled coated steel sheet and method for production thereof |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2235792C2 (en) * | 1998-12-19 | 2004-09-10 | Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани | Method for manufacture of steel sheet (versions) and steel sheet |
| RU2312163C2 (en) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH THE ULTIMATE TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE HAVING THE EXCELLENT LOCAL DEFORMABILITY AND TIME-DELAYED RISE OF THE HARDNESS OF THE WELDING POINT |
| RU2312162C2 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet |
| WO2011065591A1 (en) * | 2009-11-30 | 2011-06-03 | 新日本製鐵株式会社 | HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE AND MAXIMUM TENSILE STRENGTH OF 900 MPa OR MORE, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2235792C2 (en) * | 1998-12-19 | 2004-09-10 | Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани | Method for manufacture of steel sheet (versions) and steel sheet |
| RU2312162C2 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet |
| RU2312163C2 (en) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH THE ULTIMATE TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE HAVING THE EXCELLENT LOCAL DEFORMABILITY AND TIME-DELAYED RISE OF THE HARDNESS OF THE WELDING POINT |
| WO2011065591A1 (en) * | 2009-11-30 | 2011-06-03 | 新日本製鐵株式会社 | HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE AND MAXIMUM TENSILE STRENGTH OF 900 MPa OR MORE, AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2751717C2 (en) * | 2017-06-02 | 2021-07-16 | Арселормиттал | Sheet steel for manufacture of press-hardened parts, press-hardened part characterized by combination of high strength and ductility in event of accident, and methods for their manufacture |
| RU2746997C1 (en) * | 2017-12-19 | 2021-04-23 | Арселормиттал | High strength and high deformable sheet steel and method of its production |
| RU2778467C1 (en) * | 2018-09-20 | 2022-08-19 | Арселормиттал | Cold-rolled coated steel sheet and method for production thereof |
| RU2795439C1 (en) * | 2019-06-03 | 2023-05-03 | Арселормиттал | Cold-rolled and coated steel sheet and method for its production |
| RU2802328C1 (en) * | 2020-07-24 | 2023-08-24 | Арселормиттал | Hot-rolled and heat treated steel sheet and method for its manufacture |
| RU2810466C1 (en) * | 2020-07-24 | 2023-12-27 | Арселормиттал | Cold-rolled, annealed steel sheet or hot-pressed, annealed steel part |
| RU2812256C1 (en) * | 2020-07-24 | 2024-01-26 | Арселормиттал | Cold-rolled, annealed and redistributed steel sheet and method for its manufacture |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101624057B1 (en) | High-strength zinc-plated steel sheet and high-strength steel sheet having superior moldability, and method for producing each | |
| JP5299591B2 (en) | High-strength steel sheet excellent in shape freezing property, high-strength galvanized steel sheet, and production method thereof | |
| KR101949628B1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| RU2573154C2 (en) | High-strength steel plate with excellent impact strength, and method of its manufacturing, and high-strength galvanised steel plate, and method of its manufacturing | |
| KR101660607B1 (en) | Cold-rolled steel sheet and method for producing cold-rolled steel sheet | |
| KR101949627B1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| RU2627313C2 (en) | Swaged steel, cold-rolled steel sheet and method for the production of swaged steel | |
| KR101601566B1 (en) | High-strength zinc-plated steel sheet and high-strength steel sheet having superior moldability, and method for producing each | |
| US9212411B2 (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP5780171B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with excellent bendability, high-strength galvanized steel sheet, high-strength galvannealed steel sheet, and manufacturing method thereof | |
| KR102242067B1 (en) | High-strength steel sheet and its manufacturing method | |
| KR20190092491A (en) | High strength steel sheet | |
| EP2765211B1 (en) | High-tensile-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same | |
| KR20140041833A (en) | High-strength galvanized steel sheet having superior bendability and method for producing same | |
| MX2014003797A (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and process for producing same. | |
| WO2020209276A1 (en) | Steel sheet and method for producing same | |
| JP6264176B2 (en) | Cold rolled steel sheet and method for producing the same | |
| JP5807624B2 (en) | Cold rolled steel sheet and method for producing the same | |
| JP7216933B2 (en) | Steel plate and its manufacturing method | |
| KR102245332B1 (en) | High-strength steel sheet and its manufacturing method | |
| JP2011214070A (en) | Cold-rolled steel sheet, and method for producing same | |
| JPWO2017169871A1 (en) | Thin steel plate and plated steel plate, method for producing hot rolled steel plate, method for producing cold rolled full hard steel plate, method for producing thin steel plate, and method for producing plated steel plate | |
| RU2575113C2 (en) | High strength steel plate - steel plate and high strength galvanised steel plate having excellent stability of shape and method of their manufacturing | |
| WO2020110795A1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP5988000B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof |