RU2587102C1

RU2587102C1 - High-strength steel sheet and method of making same

Info

Publication number: RU2587102C1
Application number: RU2014146942/02A
Authority: RU
Inventors: Канэхару ОКУДА
Original assignee: ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Priority date: 2012-04-23
Filing date: 2012-04-23
Publication date: 2016-06-10
Also published as: BR112014025955A2; WO2013160928A1; BR112014025955A8; BR112014025955B1; CN104284995B; ZA201407626B; CN104284995A

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: high strength steel plate has chemical composition in wt%: C is more than 0.0005 and less than 0.10, Si is 1.5 or less, Mn is 0.1 or more and 3.0 or less, P is 0.080 or less, S 0.03 or less, sol. Al is 0.01-0.50, Ν is 0.005 or less, at least one element selected from Nb 0.20 or less and Ti 0.20 or less, Fe and incidental impurities, in which microstructure contains at least 60 % of volume fraction of ferrite phase, and under condition that distribution function 3D orientation of crystals orientation distribution function ODF presented {ϕ1, Φ, ϕ2}, ODF intensity {0°, 0°, 45°} at Φ = 0°, ϕ1 = 0° and ϕ2 = 45° is 3.0 or less; and ODF intensity {0°, 35°, 45°} at Φ = 35°, ϕ1 = 0° and ϕ2 = 45° makes 2.5-4.5.

EFFECT: creation of high-strength steel sheet with relatively small planar anisotropy plasticity and exhibiting fracture strength at forging.

3 cl, 2 tbl, 3 dwg

Description

Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION

Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу, пригодному для штамповки, для использования в автомобилях, бытовой технике и т.п. Настоящее изобретение также относится к способу изготовления высокопрочного стального листа.The present invention relates to a high-strength steel sheet suitable for stamping, for use in automobiles, household appliances, and the like. The present invention also relates to a method for manufacturing a high strength steel sheet.

Известный уровень техникиPrior art

В последние годы существует высокий спрос на улучшение топливной эффективности автомобилей для сокращения выбросов CO₂ для защиты окружающей среды. Кроме того, существует высокий спрос на повышение безопасности (в частности, улучшение безопасности при столкновении транспортных средств) для обеспечения безопасности пассажиров при столкновении автомобилей. Соответственно, в настоящее время активно разрабатывается повышение прочности корпуса автомобильного транспортного средства, а также снижение веса.In recent years, there has been a high demand for improving the fuel efficiency of cars to reduce CO ₂ emissions to protect the environment. In addition, there is a high demand for increased safety (in particular, improved safety in a collision of vehicles) to ensure the safety of passengers in a collision of cars. Accordingly, currently increasing the strength of the hull of an automobile vehicle, as well as reducing weight, is actively developing.

Однако одновременное снижение веса и повышение прочности корпуса автомобильного транспортного средства требует снижения толщины стального листа для снижения веса за счет значительного увеличения прочности материала деталей транспортного средства без снижения их жесткости. В связи с этим, в последние годы высокопрочный стальной лист активно используется для конструктивных элементов автомобилей.However, a simultaneous reduction in weight and an increase in the strength of the automobile vehicle body requires a reduction in the thickness of the steel sheet in order to reduce weight by significantly increasing the strength of the material of the vehicle parts without reducing their rigidity. In this regard, in recent years, high-strength steel sheet is actively used for structural elements of cars.

Чем выше прочность стального листа для использования в конструктивных элементах автомобиля, тем меньше может быть толщина листа для конструктивного элемента, обеспечивая тем самым больший эффект снижения веса транспортного средства. Поэтому производители автомобилей, как правило, используют высокопрочные стальные листы, предел прочности при растяжении (TS) которых составляет, по меньшей мере, 390 МПа, например, для материалов панелей внутренней и внешней обшивки кузова транспортного средства.The higher the strength of the steel sheet for use in structural elements of the car, the smaller the thickness of the sheet for the structural element can be, thereby providing a greater effect of reducing the weight of the vehicle. Therefore, automobile manufacturers, as a rule, use high-strength steel sheets, the tensile strength (TS) of which is at least 390 MPa, for example, for materials of panels of the inner and outer skin of a vehicle body.

Однако большинство из таких конструктивных элементов автомобиля с использованием такого стального листа в качестве материала панелей внутренней и внешней обшивки, как описано выше, подвергают штамповке. Стальной лист для конструктивного элемента автомобиля, таким образом, должен иметь хорошую штампуемость. В связи с этим большинство обычных высокопрочных стальных листов обладают значительно более низкой формуемостью, пластичностью, способностью к глубокой вытяжке и т.п., чем стандартные листы из мягкой стали, оставляя возможность для улучшения.However, most of these structural elements of the car using such a steel sheet as the material of the panels of the inner and outer skin, as described above, is subjected to stamping. The steel sheet for the structural element of the car, therefore, must have good stampability. In this regard, most ordinary high-strength steel sheets have significantly lower formability, ductility, the ability to deep draw, etc., than standard mild steel sheets, leaving room for improvement.

JP S56-139654 A (PTL 1), например, раскрывает для решения вышеописанной проблемы формуемости технологию получения стального листа с пределом прочности при растяжении (TS) до 440 МПа: добавку к ультранизкоуглеродистому стальному листу, имеющему хорошую формуемость, достаточного количества Ti и Nb для фиксации растворенного углерода и растворенного азота в стали, чтобы получить IF (сталь с небольшим количеством металлических включений) сталь; и дополнительно добавку элементов, вызывающих растворное упрочнение, таких как Si, Mn и P, к полученной таким образом IF стали.JP S56-139654 A (PTL 1), for example, discloses a technology for producing a steel sheet with a tensile strength (TS) of up to 440 MPa: an additive to an ultra-low carbon steel sheet having good formability, a sufficient amount of Ti and Nb for solving the above formability problem fixing dissolved carbon and dissolved nitrogen in steel to obtain IF (steel with a small amount of metal inclusions) steel; and further adding a solution hardening element, such as Si, Mn, and P, to the IF steel thus obtained.

В частности, PTL 1 раскрывает способ получения холоднокатаного стального листа с высокой прочностью при растяжении, имеющего превосходную формуемость, прочность при растяжении класса 35-45 кг/мм² (класс 340-440 МПа), не подверженного старению, и с химическим составом, включающим С: 0,002-0,015%, Nb: (С%×3)-(С%×8+0,020%), Si: 1,2%, Mn: 0,04-0,8%, Р: 0,03-0,10%.In particular, PTL 1 discloses a method for producing a cold-rolled steel sheet with high tensile strength having excellent formability, tensile strength of class 35-45 kg / mm ² (class 340-440 MPa), not subject to aging, and with a chemical composition including C: 0.002-0.015%, Nb: (C% × 3) - (C% × 8 + 0.020%), Si: 1.2%, Mn: 0.04-0.8%, P: 0.03- 0.10%.

Лист из многофазной стали промышленно выпускался для стального листа, имеющего предел прочности при растяжении (TS), по меньшей мере, 590 МПа, известные примеры которого включают лист из DP (двухфазной) стали, имеющей двухфазную структуру, т.е. ферритно-мартенситную структуру и лист из TRIP (трехфазной) стали, с дополнительным использованием остаточного аустенита (γ). Лист из DP стали обычно характеризуется относительно высокой способностью к деформационному упрочнению, хотя у него относительно низкий технический предел текучести, за счет остаточной деформации вокруг мартенсита. TRIP стальной лист обычно характеризуется относительно высоким однородным относительным удлинением за счет индуцированной пластичности фазового превращения мартенсита.A multiphase steel sheet was commercially available for a steel sheet having a tensile strength (TS) of at least 590 MPa, known examples of which include a sheet of DP (two-phase) steel having a two-phase structure, i.e. ferrite-martensitic structure and a sheet of TRIP (three-phase) steel, with the additional use of residual austenite (γ). A sheet of DP steel is usually characterized by a relatively high strain hardenability, although it has a relatively low yield strength due to permanent deformation around martensite. TRIP steel sheet is usually characterized by a relatively high uniform elongation due to the induced plasticity of the martensite phase transformation.

Механические свойства высокопрочного стального листа обычно оценивают по механическим свойствам при растяжении в определенном направлении (например, в направлении, ортогональном направлению прокатки) стального листа. Такие механические свойства листа из высокопрочной стали, как описано выше, иногда могут быть оценены по критериям Лэнкфорда (r-значение) в направлении прокатки, в направлении под углом в 45° по отношению к направлению прокатки, и в направлении, под углом 90° по отношению к направлению прокатки, когда необходимо исследовать плоскостную анизотропию r-значений (Δγ). Однако в результате детального анализа фактически штампованных стальных листов было установлено, что механические свойства (в частности, величина относительного удлинения) стального листа в направлении с относительно низкой пластичностью, а не в направлении, по которому обычно оценивают механические свойства, определяют формуемость стального листа.The mechanical properties of a high-strength steel sheet are usually evaluated by the tensile properties in a certain direction (for example, in the direction orthogonal to the rolling direction) of the steel sheet. Such mechanical properties of a sheet of high-strength steel, as described above, can sometimes be evaluated according to the Lankford criteria (r-value) in the rolling direction, in the direction at an angle of 45 ° relative to the direction of rolling, and in the direction, at an angle of 90 ° relative to the rolling direction, when it is necessary to investigate the planar anisotropy of r-values (Δγ). However, as a result of a detailed analysis of actually stamped steel sheets, it was found that the mechanical properties (in particular, the relative elongation) of the steel sheet in the direction with relatively low ductility, and not in the direction in which the mechanical properties are usually evaluated, determine the formability of the steel sheet.

Что касается плоскостной анизотропии, JP 2004-197155 A (PTL 2) раскрывает способ получения холоднокатаного стального листа, имеющего хорошую способность к термоупрочнению и относительно низкую плоскостную анизотропию, подходящего для элементов внешних панелей транспортных средств. В соответствии со способом по PTL 2, по-видимому, можно сделать совместимыми плоскостную анизотропию и сопротивление вдавливанию стального листа заданием r-значения плоскостной анизотропии, то есть Δγ, стального листа в соответствии с содержанием углерода и степенью обжатия холодной прокатки. Однако этот способ требует условий, при которых охлаждение должно быть начато в течение двух секунд после завершения горячей прокатки и охлаждение должно осуществляться со скоростью охлаждения, по меньшей мере, 70°C/секунду (70°C/с) в диапазоне температур 100°C или выше.Regarding planar anisotropy, JP 2004-197155 A (PTL 2) discloses a method for producing a cold rolled steel sheet having good heat hardening ability and relatively low planar anisotropy suitable for vehicle exterior panels. In accordance with the PTL 2 method, it is apparently possible to make planar anisotropy and indentation resistance of the steel sheet compatible by setting the r-value of planar anisotropy, i.e. Δγ, of the steel sheet in accordance with the carbon content and the degree of compression of the cold rolling. However, this method requires conditions under which cooling must be started within two seconds after the completion of hot rolling and cooling must be carried out at a cooling rate of at least 70 ° C / second (70 ° C / s) in a temperature range of 100 ° C or higher.

В общем, в соответствии со способом PTL 2, возникают проблемы, заключающиеся в том, что фазы, превращенные при низкой температуре, такие как бейнит, должны формироваться быстрым охлаждением после горячей прокатки, чтобы подавить плоскостную анизотропию r-величины стального листа, в результате чего можно получать только холоднокатаный стальной лист, имеющий довольно ограниченный диапазон прочности; и плоскостная анизотропия, в частности, плоскостная анизотропия пластичности не может быть надежно предотвращена, когда изменяется структура стального листа.In general, in accordance with the PTL 2 method, problems arise in that phases converted at low temperature, such as bainite, must be formed by rapid cooling after hot rolling in order to suppress planar anisotropy of the r-value of the steel sheet, resulting in only cold rolled steel sheets having a rather limited strength range can be obtained; and planar anisotropy, in particular, planar anisotropy of ductility cannot be reliably prevented when the structure of the steel sheet changes.

Что касается плоскостной анизотропии, JP 2005-256020 А (PTL 3) также раскрывает стальной лист с превосходной стабильностью формы. В частности, PTL 3 раскрывает сталь сложной структуры, содержащей от 1% или более до 25% или менее объемной доли мартенсита, с ферритом или бейнитом в качестве фазы с максимумом объемной доли, в которой соблюдены все условия (i)-(iv), т.е. (i) среднее значение (А) статистического отношения рентгеновских рефлексов {100}<011> к {223}<110> ориентации групп на поверхности листа, по меньшей мере, на 1/2-1/4 толщины листа равно ≥4,0, (ii) среднее значение (В) статистического отношения рентгеновских рефлексов трех ориентаций кристаллического зерна {554}<225>, {111}<112> и {111}<110> равно ≤5,5, (iii) (А)/(В)≥1,5, и (iv) статистическое отношение рентгеновских рефлексов {100}<011> равно или больше, чем статистическое отношение рентгеновских рефлексов {211}<011>; по меньшей мере, одно из r-значений в направлении прокатки и r-значений в направлении под прямым углом к направлению прокатки составляет ≤0,7; анизотропия ΔuEl равномерного относительного удлинения составляет ≤4%; анизотропия ΔLEl местного относительного удлинения ≥2%: и ΔuEl составляет ≤ΔLEl.Regarding planar anisotropy, JP 2005-256020 A (PTL 3) also discloses a steel sheet with excellent mold stability. In particular, PTL 3 discloses a steel of complex structure containing from 1% or more to 25% or less of the volume fraction of martensite, with ferrite or bainite as a phase with a maximum volume fraction in which all conditions (i) - (iv) are met, those. (i) the average value (A) of the statistical ratio of the x-ray reflexes {100} <011> to {223} <110> of the orientation of the groups on the sheet surface by at least 1 / 2-1 / 4 of the sheet thickness is ≥ 4.0 , (ii) the average value (B) of the statistical ratio of X-ray reflections of the three orientations of the crystal grain {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> is ≤5.5, (iii) (A) / (B) ≥1.5, and (iv) the statistical ratio of x-ray reflexes {100} <011> is equal to or greater than the statistical ratio of x-ray reflexes {211} <011>; at least one of the r-values in the rolling direction and the r-values in the direction at right angles to the rolling direction is ≤0.7; the anisotropy ΔuEl of uniform elongation is ≤4%; anisotropy ΔLEl of local elongation ≥2%: and ΔuEl is ≤ΔLEl.

В вышеуказанных условиях, ΔuEl и ΔLEl рассчитывают по следующим соотношениям соответственно.Under the above conditions, ΔuEl and ΔLEl are calculated by the following ratios, respectively.

В соотношениях, uEl(L), uEl(C), uEl(45°) представляют равномерное относительное удлинение, параллельное направлению прокатки (L-направление), равномерное относительное удлинение, ортогональное направлению прокатки (С направление) и равномерное относительное удлинение под углом 45° к направлению прокатки соответственно, и LEl(L), LEl(C), LEl(45°) представляют местное относительное удлинение параллельно направлению прокатки (L направление), местное относительное удлинение ортогонально к направлению прокатки (С направление), и местное относительное удлинение под углом 45° к направлению прокатки соответственно.In the ratios, uEl (L), uEl (C), uEl (45 °) represent uniform elongation parallel to the rolling direction (L-direction), uniform elongation orthogonal to the rolling direction (C direction) and uniform elongation at an angle of 45 ° to the rolling direction, respectively, and LEl (L), LEl (C), LEl (45 °) represent local elongation parallel to the rolling direction (L direction), local elongation orthogonal to the rolling direction (C direction), and local relative elongation e at 45 ° to the rolling direction, respectively.

Кроме того, PTL 3 по существу требует оптимизации условий чистовой горячей прокатки и задания температуры намотки на границе критической температуры или ниже в соответствии с эквивалентным содержанием Мn в качестве средства для достижения вышеуказанных условий.In addition, PTL 3 essentially requires optimization of the conditions of hot rolling and setting the winding temperature at the critical temperature boundary or lower in accordance with the equivalent Mn content as a means to achieve the above conditions.

Однако в PTL 3 возникают проблемы, заключающиеся в том, что подавление анизотропии равномерного относительного удлинения (ΔuEl) до ≤4% приводит к значительному ограничению диапазона уровня прочности из-за корреляции между абсолютным значением равномерного относительного удлинения и уровнем прочности; и рост {100}<011> текстуры ухудшает способность к вытяжке стального листа.However, problems arise in PTL 3 that suppressing anisotropy of uniform elongation (ΔuEl) to ≤4% significantly limits the strength level range due to the correlation between the absolute value of uniform elongation and strength level; and growth of {100} <011> texture impairs the ability to draw steel sheet.

Список цитированных источниковList of cited sources

Патентная литератураPatent Literature

PTL 1: JP S56-139654 APTL 1: JP S56-139654 A

PTL 2: JP 2004-197155 АPTL 2: JP 2004-197155 A

PTL 3: JP 2005-256020 АPTL 3: JP 2005-256020 A

Краткое изложение существа изобретенияSummary of the invention

Техническая проблемаTechnical problem

Настоящее изобретение направлено на преимущественное решение вышеуказанных проблем, и его цель состоит в создании стального листа высокой прочности, имеющего пониженную анизотропию пластичности для успешного подавления растрескивания при штамповке, а также предпочтительный способ его изготовления.The present invention is directed to the predominant solution to the above problems, and its purpose is to create a high strength steel sheet having reduced ductility anisotropy for successfully suppressing cracking during stamping, as well as a preferred method for manufacturing it.

Решение проблемыSolution

Авторам настоящего изобретения удалось в результате напряженных исследований решить вышеуказанные проблемы в подавлении плоскостной анизотропии пластичности, в частности, плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения стального листа заданием степени обжатия в соответствии с содержанием Ti и Nb для увеличения определенной текстуры стального листа. Настоящее изобретение было выполнено на основе этого успешного исследования.As a result of intense research, the authors of the present invention managed to solve the above problems in suppressing planar anisotropy of ductility, in particular, planar anisotropy of uniform elongation of a steel sheet by setting the degree of compression in accordance with the content of Ti and Nb to increase a certain texture of the steel sheet. The present invention has been completed based on this successful study.

В частности, основные признаки настоящего изобретения заключаются в следующем.In particular, the main features of the present invention are as follows.

(1) Высокопрочный стальной лист химического состава, включающего в мас. %:(1) High strength steel sheet of chemical composition, including in wt. %:

С: более 0,0005% и менее 0,10%;C: more than 0.0005% and less than 0.10%;

Si: 1,5% или менее;Si: 1.5% or less;

Mn: 0,1% или более и 3,0% или менее;Mn: 0.1% or more and 3.0% or less;

Р: 0,080% или менее;P: 0.080% or less;

S: 0,03% или менее;S: 0.03% or less;

раств. Al: 0,01% или более и 0,50% или менее;sol. Al: 0.01% or more and 0.50% or less;

N: 0,005% или менее;N: 0.005% or less;

по меньшей мере, один элемент, выбранный из Nb: 0,20% или менее и Ti: 0,20% или менее; иat least one element selected from Nb: 0.20% or less and Ti: 0.20% or less; and

остальное Fe и случайные примеси,the rest is Fe and random impurities,

в котором микроструктура стали стального листа содержит 60% или более объемной доли фазы феррита иin which the microstructure of the steel sheet steel contains 60% or more of the volume fraction of the ferrite phase and

при условии, что функция распределения 3D ориентировки кристаллов (функция распределения ориентировки, ODF) представлена {ϕ1, Ф, ϕ2}, интенсивность ODF {0°, 0°, 45°} при Ф=0°, ϕ1=0° и ϕ2=45° составляет 3,0 или менее; и интенсивность ODF {0°, 35°, 45°} при Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45° составляет 2,5 или более и 4,5 или менее.provided that the distribution function of the 3D crystal orientation (the distribution function of orientation, ODF) is {ϕ1, Ф, ϕ2}, the ODF intensity {0 °, 0 °, 45 °} at Ф = 0 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 ° is 3.0 or less; and the ODF intensity {0 °, 35 °, 45 °} at Φ = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 ° is 2.5 or more and 4.5 or less.

(2) Вышеуказанный высокопрочный стальной лист (1), химический состав которого дополнительно включает в мас. %, по меньшей мере, один элемент, выбранный из V: 0,40% или менее, Cr: 0,50% или менее, Mo: 0,50% или менее, W: 0,15% или менее, Zr: 0,10% или менее, Cu: 0,50% или менее, Ni: 0,50% или менее, В: 0,0050% или менее, Sn: 0,20% или менее, Sb: 0,20% или менее, Ca: 0,010% или менее, Ce: 0,01% или менее, и La: 0,01% или менее.(2) The above high-strength steel sheet (1), the chemical composition of which further includes in wt. %, at least one element selected from V: 0.40% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, W: 0.15% or less, Zr: 0 , 10% or less, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, B: 0.0050% or less, Sn: 0.20% or less, Sb: 0.20% or less Ca: 0.010% or less, Ce: 0.01% or less, and La: 0.01% or less.

(3) Способ изготовления высокопрочного стального листа, включающий следующие стадии:(3) A method of manufacturing a high strength steel sheet, comprising the following steps:

горячей прокатки стального сляба, вышеуказанного химического состава (1) или (2), при температуре на выходе чистовой клети 820°C или выше и 950°C или ниже для получения горячекатаного стального листа;hot rolling a steel slab of the above chemical composition (1) or (2) at a temperature at the exit of the finishing stand of 820 ° C or higher and 950 ° C or lower to obtain a hot-rolled steel sheet;

холодной прокатки стального листа при степени обжатия (Х%) такой, что X удовлетворяет соотношению (1) ниже;cold rolling a steel sheet with a reduction ratio (X%) such that X satisfies the ratio (1) below;

непрерывного отжига стального листа в диапазоне температур между температурой рекристаллизации и 900°C; иcontinuous annealing of the steel sheet in the temperature range between the recrystallization temperature and 900 ° C; and

последующего охлаждения стального листа.subsequent cooling of the steel sheet.

В формуле (1), [%А] представляет собой содержание элемента "А" в стали (мас. %).In the formula (1), [% A] represents the content of the element "A" in steel (wt.%).

Положительный эффект изобретенияThe beneficial effect of the invention

В соответствии с настоящим изобретением, плоскостная анизотропия равномерного относительного удлинения может быть эффективно подавлена, в результате чего можно получить высокопрочный стальной лист, аналогичный по прочности и пластичности в направлении, ортогональном (поперечном) к направлению прокатки, обычному листу и обладающий значительно пониженным формированием трещин при штамповке по сравнению с обычным стальным листом.In accordance with the present invention, planar anisotropy of uniform elongation can be effectively suppressed, resulting in a high-strength steel sheet, similar in strength and ductility in the direction orthogonal (transverse) to the rolling direction, a conventional sheet and having significantly reduced crack formation at stamping compared to ordinary steel sheet.

Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings

Настоящее изобретение будет дополнительно описано ниже со ссылкой на прилагаемые чертежи, где:The present invention will be further described below with reference to the accompanying drawings, where:

фиг. 1А является графиком, показывающим зависимость между (содержанием Ti, Nb и степенью обжатия) и интенсивностью f(Ф35°) ODF {0°, 35°, 45°}, где Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45°;FIG. 1A is a graph showing the relationship between (Ti, Nb content and compression ratio) and intensity f (Ф35 °) ODF {0 °, 35 °, 45 °}, where Ф = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 ° ;

фиг. 1В является графиком, показывающим зависимость между (содержанием Ti, Nb и степенью обжатия) и плоскостной анизотропией (ΔUEL) равномерного относительного удлинения; иFIG. 1B is a graph showing the relationship between (Ti, Nb content and compression ratio) and planar anisotropy (ΔUEL) of uniform elongation; and

фиг. 1С является графиком, показывающим зависимость между f(Ф35°) и ΔUEL.FIG. 1C is a graph showing the relationship between f (Φ35 °) and ΔUEL.

Описание осуществленийDescription of Implementations

Настоящее изобретение будет описано подробно ниже.The present invention will be described in detail below.

Настоящее изобретение основано на новых данных о том, что плоскостная анизотропия пластичности, в частности, при равномерном относительном удлинении стального листа может быть уменьшена заданием степени обжатия холодной прокатки в соответствии с содержанием Ti и Nb, чтобы контролируемо устанавливать интенсивность f(Ф35°) ODF {0°, 35°, 45°}, описанную ниже, на уровне 2,5≤f(Ф35°)≤4,5.The present invention is based on new data that the planar anisotropy of plasticity, in particular, with uniform elongation of the steel sheet can be reduced by setting the degree of compression of cold rolling in accordance with the content of Ti and Nb, in order to control the intensity f (Ф35 °) ODF { 0 °, 35 °, 45 °}, described below, at 2.5≤f (Ф35 °) ≤4.5.

Механизм явления, описанного выше, не ясен. Авторы изобретения считают, что: α-волокно, где его направление <110> параллельно направлению RD, и γ-волокно, где его направление <111> параллельно направлению ND, по-видимому, растут в текстуре холоднокатаного стального листа; r-значение, по-видимому, возрастает, когда, в частности, растет γ-волокно; и настоящее изобретение делает возможным уменьшить анизотропию пластичности холоднокатаного стального листа независимо от накопления других ориентировок, например, γ-волокно, которое предположительно соотносится с r-значением в качестве показателя способности стального листа к глубокой вытяжке, за счет контролируемого задания ODF интенсивности определенной ориентировки, в которой находится α-волокно, где {ϕ1, Ф, ϕ2}={0°, 35°, 45°}, т.е. интенсивность f(Ф35°) ODF {0°, 35°, 45°}, где Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, составляет 2,5≤f(Ф35°)≤4,5.The mechanism of the phenomenon described above is not clear. The inventors believe that: α-fiber, where its direction <110> is parallel to the direction of RD, and γ-fiber, where its direction <111> is parallel to the direction of ND, apparently grow in the texture of cold-rolled steel sheet; The r-value appears to increase when, in particular, the γ-fiber grows; and the present invention makes it possible to reduce the anisotropy of ductility of a cold-rolled steel sheet regardless of the accumulation of other orientations, for example, γ-fiber, which is supposedly correlated with the r-value as an indicator of the ability of the steel sheet to deep draw, due to the controlled setting of the ODF intensity of a certain orientation, in which contains the α-fiber, where {ϕ1, Ф, ϕ2} = {0 °, 35 °, 45 °}, i.e. the intensity f (Ф35 °) ODF {0 °, 35 °, 45 °}, where Ф = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, is 2.5≤f (Ф35 °) ≤4.5.

Кроме того, было установлено, что Ti и/или Nb должны быть добавлены в заданном количестве, чтобы надлежащим образом подавлять вышеуказанную интенсивность ODF; и, в дополнение к такому соответствующему добавлению Ti и/или Nb в сталь, проведение соответствующей горячей прокатки в области отсутствия рекристаллизации аустенита, холодной прокатки и последующего отжига приводит к искомой структуре текстуры получаемой конечной стали. Соответственно, крайне важно контролировать содержание Ti, Nb и степень обжатия холодной прокатки в заданных диапазонах.In addition, it was found that Ti and / or Nb should be added in a predetermined amount in order to appropriately suppress the above ODF intensity; and, in addition to such a corresponding addition of Ti and / or Nb to the steel, conducting the corresponding hot rolling in the absence of austenite recrystallization, cold rolling and subsequent annealing leads to the desired texture structure of the resulting final steel. Accordingly, it is extremely important to control the content of Ti, Nb and the degree of compression of cold rolling in predetermined ranges.

Другими словами, плоскостная анизотропия равномерного относительного удлинения стального листа снижается при соответствии различным вышеописанным условиям. В результате, например, можно изготовить стальной лист, аналогичный по прочности и пластичности в направлении, поперечном к направлению прокатки, обычному листу и обладающий значительно сниженным формированием трещин при штамповке по сравнению с обычным стальным листом.In other words, the planar anisotropy of the uniform elongation of the steel sheet is reduced under various conditions described above. As a result, for example, it is possible to produce a steel sheet, similar in strength and ductility in the direction transverse to the rolling direction, to a conventional sheet and having significantly reduced cracking during stamping compared to a conventional steel sheet.

Далее будут описаны причины, почему химический состав стального листа должен быть ограничен вышеуказанными диапазонами в высокопрочном стальном листе осуществления настоящего изобретения. "%" в химическом составе по настоящему изобретению представляет мас. %, если не указано иное.Next, reasons will be described why the chemical composition of the steel sheet should be limited to the above ranges in the high strength steel sheet of the present invention. "%" in the chemical composition of the present invention is wt. %, unless otherwise specified.

С: более 0,0005% и менее 0,10%C: more than 0.0005% and less than 0.10%

Углерод является элементом, необходимым для повышения прочности стального листа, при снижении доли площади вторичной фазы. Однако содержание углерода может быть снижено до 0,0005% (0,0005%, как правило, самый низкий предел содержания углерода в соответствии со стандартными методами отливки слитка) в настоящем изобретении, так как плоскостную анизотропию равномерного относительного удлинения можно соответственно контролировать даже в случае одной фазы феррита, как описано ниже. Содержание углерода, равное или выше 0,10%, слишком увеличивает долю площади вторичной фазы стали, в результате чего пластичность стали ухудшается и становится трудно контролировать плоскостную анизотропию равномерного относительного удлинения в текстуре феррита в результате формирования сетчатой вторичной фазы, окружающей фазу феррита. Соответственно, содержание углерода в стали должно быть менее 0,10%, предпочтительно менее 0,08%.Carbon is an element necessary to increase the strength of the steel sheet, while reducing the proportion of the area of the secondary phase. However, the carbon content can be reduced to 0.0005% (0.0005%, typically the lowest carbon limit in accordance with standard ingot casting methods) in the present invention, since the planar anisotropy of uniform elongation can be controlled accordingly even in the case of single phase ferrite, as described below. A carbon content equal to or higher than 0.10% increases too much the area fraction of the secondary phase of the steel, as a result of which the ductility of the steel deteriorates and it becomes difficult to control the planar anisotropy of the uniform elongation in the texture of ferrite as a result of the formation of a net secondary phase surrounding the ferrite phase. Accordingly, the carbon content in the steel should be less than 0.10%, preferably less than 0.08%.

Si: 1,5% или менееSi: 1.5% or less

Кремний вызывает различные эффекты: замедление образование окалины при горячей прокатке для улучшения качества поверхности стального листа; соответствующее замедление реакции сплавления между железной основой и цинком при цинковании или отжига после цинкования; улучшение деформационного упрочнения феррита; и т.п., в результате чего содержание Si предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,01% и более предпочтительно, по меньшей мере, 0,05%. Однако содержание Si более 1,5% не только ухудшает качество внешнего вида стального листа, но и повышает точку превращения α→γ, тем самым делая невозможным проведение горячей прокатки в γ области для существенного изменения текстуры стали. То есть в этом случае слишком высокого содержания Si, плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения стального листа больше не может управляться. Соответственно, содержание Si должно составлять 1,5% или менее и предпочтительно 1,2% или менее.Silicon causes various effects: slowing down the formation of scale during hot rolling to improve the surface quality of the steel sheet; a corresponding slowdown of the fusion reaction between the iron base and zinc during galvanizing or annealing after galvanizing; improvement of strain hardening of ferrite; and the like, whereby the Si content is preferably at least 0.01% and more preferably at least 0.05%. However, the Si content of more than 1.5% not only affects the quality of the appearance of the steel sheet, but also increases the conversion point α → γ, thereby making it impossible to conduct hot rolling in the γ region for a significant change in the texture of steel. That is, in this case, the Si content is too high, the planar anisotropy of the uniform elongation of the steel sheet can no longer be controlled. Accordingly, the Si content should be 1.5% or less, and preferably 1.2% or less.

Mn: 0,1% или более и 3,0% или менееMn: 0.1% or more and 3.0% or less

Марганец не только подавляет ухудшение горячей пластичности, вызванное FeS, но также может быть использован в качестве элемента для растворного упрочнения. Mn добавляют к стали, по меньшей мере, до 0,1%. Содержание Mn менее 0,1% способствует чрезмерному росту зерна в стали, что не является предпочтительным с точки зрения контроля плоскостной анизотропии стали.Manganese not only inhibits the deterioration in hot ductility caused by FeS, but can also be used as an element for mortar hardening. Mn is added to steel at least up to 0.1%. A content of Mn of less than 0.1% promotes excessive grain growth in steel, which is not preferable from the point of view of controlling plane anisotropy of steel.

Кроме того, марганец увеличивает закалочное упрочнение стали и является эффективным элементом с точки зрения формирования мартенсита, присутствующего во вторичной фазе, чтобы увеличить прочность стали. Марганец добавляют к стали, по меньшей мере, до 1,0%, чтобы реализовать такую многофазную структуру стали, как описана выше. Однако слишком большое содержание Mn снижает температуру превращения α→γ в процессе отжига, что вызывает формирование γ зерна на границах мелкого зерна феррита сразу после рекристаллизации или на границах зерна измельченного при рекристаллизации, тем самым увеличивая и делая неоднородным зерно феррита, и делая вторичную фазу межой, что в результате ухудшает пластичность стального листа и делает невозможным контролировать его плоскостную анизотропию равномерного относительного удлинения. Соответственно, содержание Mn должно составлять 3,0% или менее. Содержание Mn предпочтительно составляет 2,5% или менее, чтобы тщательно контролировать плоскостную анизотропию равномерного относительного удлинения стального листа.In addition, manganese increases the quenching hardening of steel and is an effective element in terms of the formation of martensite present in the secondary phase in order to increase the strength of the steel. Manganese is added to the steel at least up to 1.0% in order to realize the multiphase structure of the steel as described above. However, an excessively high Mn content decreases the transformation temperature α → γ during the annealing process, which causes the formation of γ grain at the boundaries of small ferrite grains immediately after recrystallization or at the boundaries of grain crushed during recrystallization, thereby increasing and making the ferrite grain inhomogeneous, and making the secondary phase inter , which as a result worsens the ductility of the steel sheet and makes it impossible to control its planar anisotropy of uniform elongation. Accordingly, the Mn content should be 3.0% or less. The Mn content is preferably 2.5% or less in order to carefully control the planar anisotropy of the uniform elongation of the steel sheet.

Р: 0,080% или менееP: 0.080% or less

Фосфор обычно используют в качестве элемента для растворного упрочнения. Кроме того, было установлено, что добавление фосфора в очень небольшом количестве вызывает значительный эффект улучшения закалочного упрочнения стали. Содержание фосфора предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,005%, более предпочтительно, по меньшей мере, 0,010%, и более предпочтительно, по меньшей мере, 0,015% для получения достаточно хороших эффектов добавления фосфора, как описано выше. Однако содержание фосфора в стали, превышающее 0,080%, значительно затрудняет реакцию сплавления между железной основой и слоем покрытия, ухудшается сопротивление к измельчению и свариваемость стали. Соответственно, содержание фосфора должно составлять 0,080% или менее и предпочтительно 0,050% или менее.Phosphorus is usually used as an element for mortar hardening. In addition, it was found that the addition of phosphorus in a very small amount causes a significant effect of improving the quenching hardening of steel. The phosphorus content is preferably at least 0.005%, more preferably at least 0.010%, and more preferably at least 0.015% to obtain sufficiently good phosphorus addition effects, as described above. However, the phosphorus content in the steel, exceeding 0.080%, significantly complicates the fusion reaction between the iron base and the coating layer, the grinding resistance and the weldability of the steel deteriorate. Accordingly, the phosphorus content should be 0.080% or less, and preferably 0.050% or less.

S: 0,03% или менееS: 0.03% or less

Слишком высокое содержание серы в стали приводит к слишком большому выделению MnS в стали, тем самым ухудшая пластичность, такую как относительное удлинение и пригодность к отбортовке, и, следовательно, в штампуемости конченого стального листа. Кроме того, сера имеет тенденцию к ухудшению пластичности горячего сляба и облегчает образование поверхностных дефектов на слябах. А также сера незначительно ухудшает коррозионную стойкость стали. Таким образом, содержание серы в стали должно составлять 0,03% или менее. Содержание серы предпочтительно составляет 0,01% или менее и более предпочтительно 0,002% или менее с точки зрения достаточного улучшения пластичности и коррозионной стойкости.Too high a sulfur content in the steel results in too much MnS release in the steel, thereby impairing ductility such as elongation and flanging, and therefore in the formability of the finished steel sheet. In addition, sulfur tends to degrade the ductility of the hot slab and facilitates the formation of surface defects on the slabs. And also sulfur slightly impairs the corrosion resistance of steel. Thus, the sulfur content in the steel should be 0.03% or less. The sulfur content is preferably 0.01% or less and more preferably 0.002% or less in terms of sufficiently improving ductility and corrosion resistance.

Раств. Al: 0,01% или более и 0,50% или менееMortar Al: 0.01% or more and 0.50% or less

Алюминий может быть использован в качестве раскислителя стали и вызывает эффект фиксации растворенного азота для повышения стойкости к старению при комнатной температуре. Соответственно, содержание алюминия (в виде раств. Al) в стали должно составлять, по меньшей мере, 0,01%. Однако добавление алюминия к стали более 0,50% значительно увеличивает себестоимость продукции и вызывает поверхностные дефекты конечного стального листа. Соответственно, содержание Al в стали должно составлять 0,50% или менее и предпочтительно 0,08% или менее.Aluminum can be used as a deoxidizing agent for steel and causes the fixation of dissolved nitrogen to increase resistance to aging at room temperature. Accordingly, the aluminum content (in the form of a solution of Al) in the steel should be at least 0.01%. However, the addition of aluminum to steel more than 0.50% significantly increases the cost of production and causes surface defects of the final steel sheet. Accordingly, the Al content in the steel should be 0.50% or less, and preferably 0.08% or less.

N: 0,005% или менееN: 0.005% or less

Содержание азота в стали предпочтительно снижают насколько возможно, потому что слишком высокое содержание азота ухудшает стойкость к старению при комнатной температуре стали и требует добавления больших количеств Al и Ti, чтобы снизить ухудшение. Таким образом, верхний предел содержания азота составляет 0,005%.The nitrogen content of the steel is preferably reduced as much as possible because a too high nitrogen content degrades the aging resistance at room temperature of the steel and requires the addition of large amounts of Al and Ti to reduce the deterioration. Thus, the upper limit of the nitrogen content is 0.005%.

По меньшей мере, один элемент, выбранный из Nb: 0,20% или менее и Ti: 0,20% или менее.At least one element selected from Nb: 0.20% or less and Ti: 0.20% or less.

Nb: 0,20% или менееNb: 0.20% or less

Ниобий является важным элементом в настоящем изобретении, поскольку Nb измельчает зерно структуры стали и подавляет рекристаллизацию аустенита в процессе горячей прокатки, чтобы сделать возможным контроль плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения стального листа после холодной прокатки и отжига. Однако содержание Nb в стали, превышающее 0,20%, не только значительно увеличивает стоимость изготовления, но также приводит к избыточному росту текстуры при горячей прокатке и избыточному увеличению температуры рекристаллизации, делая тем самым невозможным контроль плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения конечного стального листа. Таким образом, содержание Nb должно составлять 0,20% или менее и предпочтительно 0,12% или менее. Содержание Nb в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,005%, чтобы получить достаточно хорошие вышеуказанные эффекты.Niobium is an important element in the present invention because Nb refines the grain of the steel structure and suppresses the recrystallization of austenite during the hot rolling process to make it possible to control the planar anisotropy of the uniform elongation of the steel sheet after cold rolling and annealing. However, the Nb content in steel, exceeding 0.20%, not only significantly increases the manufacturing cost, but also leads to an excessive increase in texture during hot rolling and an excessive increase in the recrystallization temperature, making it impossible to control the planar anisotropy of the uniform relative elongation of the final steel sheet. Thus, the Nb content should be 0.20% or less, and preferably 0.12% or less. The Nb content in the steel is preferably at least 0.005% in order to obtain sufficiently good the above effects.

Ti: 0,20% или менееTi: 0.20% or less

Титан является важным элементом в настоящем изобретении, так как Ti измельчает зерно структуры стали и подавляет рекристаллизацию аустенита в процессе горячей прокатки, чтобы сделать возможным контроль плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения стального листа после холодной прокатки и отжига. Однако содержание Ti в стали, превышающее 0,20%, не только значительно увеличивает стоимость изготовления, но также приводит к избыточному росту текстуры при горячей прокатке и избыточному увеличению температуры рекристаллизации, делая тем самым невозможным контроль плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения конечного стального листа. Соответственно, содержание Ti должно составлять 0,20% или менее и предпочтительно 0,12% или менее. Содержание Ti в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,005%, чтобы получить достаточно хорошие вышеуказанные эффекты.Titanium is an important element in the present invention, since Ti grinds the grain of the steel structure and suppresses the recrystallization of austenite during the hot rolling process to make it possible to control the planar anisotropy of the uniform elongation of the steel sheet after cold rolling and annealing. However, the Ti content in steel in excess of 0.20% not only significantly increases the manufacturing cost, but also leads to an excessive increase in texture during hot rolling and an excessive increase in the recrystallization temperature, making it impossible to control the planar anisotropy of the uniform relative elongation of the final steel sheet. Accordingly, the Ti content should be 0.20% or less, and preferably 0.12% or less. The Ti content in the steel is preferably at least 0.005% in order to obtain sufficiently good the above effects.

В дополнение к вышеописанным основным компонентам, химический состав высокопрочного стального листа осуществления настоящего изобретения может содержать другие элементы, такие как V, Cr, Mo, W, Zr, Cu, Ni, B, Sn, Sb, Ca, Ce и La с содержанием, показанным ниже.In addition to the main components described above, the chemical composition of the high strength steel sheet of the present invention may contain other elements, such as V, Cr, Mo, W, Zr, Cu, Ni, B, Sn, Sb, Ca, Ce, and La with a content of shown below.

V: 0,40% или менееV: 0.40% or less

Ванадий является элементом, который улучшает закалочное упрочнение без значительного ухудшения качества покрытия или металлического покрытия и коррозионной стойкости стального листа. Таким образом, ванадий можно использовать вместо Mn и/или Cr. Однако содержание ванадия в стали предпочтительно составляет 0,40% или менее, потому что добавление ванадия до содержания более 0,40% значительно увеличивает стоимость изготовления.Vanadium is an element that improves quenching hardening without significant deterioration in the quality of the coating or metal coating and the corrosion resistance of the steel sheet. Thus, vanadium can be used instead of Mn and / or Cr. However, the vanadium content in the steel is preferably 0.40% or less, because adding vanadium to a content of more than 0.40% significantly increases the manufacturing cost.

Cr: 0,50% или менееCr: 0.50% or less

Хром, подобно Mn, является элементом, который реализует сложную или многофазную структуру стального листа, чтобы способствовать повышению прочности стального листа. Содержание Cr в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,10%, чтобы в достаточной степени достичь этого эффекта. Однако избыточное добавление Cr в сталь не является предпочтительным, потому что тогда эффект достигает плато и стоимость изготовления существенно увеличивается за счет дорогого сплава. Таким образом, верхний предел содержания Cr в стали должен составлять 0,50%.Chrome, like Mn, is an element that implements a complex or multiphase structure of a steel sheet to help increase the strength of the steel sheet. The Cr content in the steel is preferably at least 0.10% in order to sufficiently achieve this effect. However, excessive addition of Cr to steel is not preferable, because then the effect reaches a plateau and the manufacturing cost increases significantly due to the expensive alloy. Thus, the upper limit of the Cr content in steel should be 0.50%.

Mo: 0,50% или менееMo: 0.50% or less

Молибден является элементом, который улучшает закалочное упрочнение, чтобы подавить образование перлита и способствует повышению прочности стали. Однако излишне высокое содержание Mo в стали увеличивает себестоимость продукции, потому что Mo очень дорогой элемент. Соответственно, содержание Mo в стали предпочтительно составляет 0,50% или менее.Molybdenum is an element that improves quenching hardening to suppress the formation of perlite and helps to increase the strength of steel. However, an excessively high Mo content in steel increases the cost of production because Mo is a very expensive element. Accordingly, the Mo content in the steel is preferably 0.50% or less.

W: 0,15% или менееW: 0.15% or less

Вольфрам может быть использован в качестве элемента, улучшающего закалочное и дисперсионное упрочнение. Однако слишком высокое содержание вольфрама в стали ухудшает пластичность конечного стального листа. Соответственно, содержание W в стали предпочтительно составляет 0,15% или менее.Tungsten can be used as an element that improves quenching and dispersion hardening. However, too high a tungsten content in the steel impairs the ductility of the final steel sheet. Accordingly, the content of W in the steel is preferably 0.15% or less.

Zr: 0,10% или менееZr: 0.10% or less

Цирконий может быть использован в качестве элемента, улучшающего закалочное и дисперсионное упрочнение. Однако слишком высокое содержание циркония в стали ухудшает пластичность конечного стального листа. Соответственно, содержание Zr в стали предпочтительно составляет 0,10% или менее.Zirconium can be used as an element that improves quenching and dispersion hardening. However, too high a zirconium content in the steel impairs the ductility of the final steel sheet. Accordingly, the Zr content in the steel is preferably 0.10% or less.

Cu: 0,50% или менееCu: 0.50% or less

Вторичные материалы могут быть использованы в качестве сырья, и, таким образом, затраты на производство могут быть уменьшены, допуская введение меди в химический состав стального листа по настоящему изобретению. При целенаправленном добавлении Cu в сталь содержание Cu в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,03% также для эффекта улучшения коррозионной стойкости. Однако слишком высокое содержание Cu в стали вызывает дефекты поверхности конечного стального листа. Таким образом, верхний предел содержания Cu в стали предпочтительно составляет 0,50%.Secondary materials can be used as raw materials, and thus production costs can be reduced by allowing copper to be incorporated into the chemical composition of the steel sheet of the present invention. With the targeted addition of Cu to steel, the Cu content in the steel is preferably at least 0.03% also for the effect of improving corrosion resistance. However, too high a Cu content in the steel causes surface defects of the final steel sheet. Thus, the upper limit of the Cu content in the steel is preferably 0.50%.

Ni: 0,50% или менееNi: 0.50% or less

Никель является элементом, который улучшает коррозионную стойкость стали и вызывает эффект уменьшения поверхностных дефектов, которые могут появляться в стали, когда сталь содержит Cu. Соответственно, содержание Ni в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,02% с точки зрения улучшения коррозионной стойкости и, таким образом, качества поверхности стального листа. Однако слишком высокое содержание Ni в стали не только приводит к формированию неоднородной окалины в нагревательной печи, что вызывает дефекты поверхности конечного стального листа, но и значительно увеличивает себестоимость продукции. Таким образом, верхний предел содержания Ni в стали предпочтительно составляет 0,50%.Nickel is an element that improves the corrosion resistance of steel and causes the effect of reducing the surface defects that can appear in steel when the steel contains Cu. Accordingly, the Ni content in the steel is preferably at least 0.02% from the point of view of improving the corrosion resistance and, thus, the surface quality of the steel sheet. However, too high a Ni content in the steel not only leads to the formation of an inhomogeneous scale in the heating furnace, which causes surface defects of the final steel sheet, but also significantly increases the cost of production. Thus, the upper limit of the Ni content in the steel is preferably 0.50%.

В: 0,0050% или менееB: 0.0050% or less

Бор является элементом, который улучшает закалочное упрочнение стали. Кроме того, в частности, бор успешно подавляет хрупкое разрушение после штамповки в однофазной микроструктуре феррита. Эти эффекты улучшения, вызванные бором, достигают плато, когда его содержание превышает 0,0050%. Соответственно, в случае добавления, содержание бора в стали предпочтительно составляет 0,0050% или менее.Boron is an element that improves quenching hardening of steel. In addition, in particular, boron successfully suppresses brittle fracture after stamping in a single-phase ferrite microstructure. These boron-induced improvement effects reach a plateau when its content exceeds 0.0050%. Accordingly, if added, the boron content in the steel is preferably 0.0050% or less.

Sn: 0,20% или менееSn: 0.20% or less

Олово предпочтительно добавляют в сталь для подавления азотирования и окисления наружной поверхности стального листа и/или подавления декарбонизации и деборонизации поверхностного слоя стального листа, вызванных окислением. Содержание в стали Sn предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,005% для достаточного подавления такого азотирования и окисления наружной поверхности стального листа, как описано выше. Однако содержание Sn в стали, превышающее 0,20%, приводит к повышению технического предела текучести (YP) и ухудшению вязкости стали. Соответственно, содержание Sn в стали предпочтительно составляет 0,20% или менее.Tin is preferably added to steel to suppress nitriding and oxidation of the outer surface of the steel sheet and / or to suppress decarbonization and debonization of the surface layer of the steel sheet caused by oxidation. The content in Sn steel is preferably at least 0.005% to sufficiently suppress such nitriding and oxidation of the outer surface of the steel sheet, as described above. However, the Sn content in steel in excess of 0.20% leads to an increase in the technical yield strength (YP) and a deterioration in the viscosity of the steel. Accordingly, the Sn content of the steel is preferably 0.20% or less.

Sb: 0,20% или менееSb: 0.20% or less

Сурьмы, подобно олову, предпочтительно добавляют в сталь для подавления азотирования и окисления наружной поверхности стального листа и/или подавления декарбонизации и деборонизации поверхностного слоя стального листа, вызванного окислением. Сурьма таким подавлением азотирования и окисления внешней поверхности стального листа, как описано выше, предотвращает уменьшение количества мартенсита, сформированного в поверхностном слое стального листа. Кроме того, сурьма предотвращает ухудшение закалочного упрочнения подавлением деборонизации поверхностного слоя стального листа, как описано выше. Кроме того, сурьма улучшает смачиваемость при горячем цинковании, что улучшает качество внешнего вида покрытия. Содержание Sb в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,005% для подавления в достаточной степени такого азотирования и окисления наружной поверхности стального листа, как описано выше. Однако содержание Sb в стали, превышающее 0,20%, приводит к повышению технического предела текучести (YP) и ухудшению вязкости стали. Соответственно, содержание Sb в стали предпочтительно составляет 0,20% или менее.Antimony, like tin, is preferably added to steel to suppress nitriding and oxidation of the outer surface of the steel sheet and / or to suppress decarbonization and debonization of the surface layer of the steel sheet caused by oxidation. Antimony by such a suppression of nitriding and oxidation of the outer surface of the steel sheet, as described above, prevents a decrease in the amount of martensite formed in the surface layer of the steel sheet. In addition, antimony prevents the deterioration of quenching hardening by suppressing debonization of the surface layer of the steel sheet, as described above. In addition, antimony improves the wettability during hot dip galvanizing, which improves the quality of the appearance of the coating. The Sb content in the steel is preferably at least 0.005% to sufficiently suppress such nitriding and oxidation of the outer surface of the steel sheet as described above. However, the Sb content in steel in excess of 0.20% leads to an increase in the technical yield strength (YP) and a deterioration in the viscosity of the steel. Accordingly, the Sb content in the steel is preferably 0.20% or less.

Ca: 0.010% или менееCa: 0.010% or less

Кальций вызывает эффекты связывания серы в стали в виде CaS, повышения pH продуктов коррозии и улучшения коррозионной стойкости вблизи участков, обработанных завальцовкой и/или точечной сваркой. Кроме того, кальций вызывает эффект формирования CaS, подавляющий образование MnS, который в противном случае ухудшает способность к отбортовке внутренних кромок стального листа, в результате чего улучшает способность к отбортовке внутренних кромок стального листа. Содержание Ca в стали предпочтительно составляет, по меньшей мере, 0,0005%, для достижения в достаточной степени этих эффектов. Однако кальций имеет тенденцию всплывать и отделяться в виде оксида в расплавленной стали, и, следовательно, не может стабильно содержаться в большом количестве в стали. Соответственно, содержание Ca в стали предпочтительно составляет 0,010% или менее.Calcium causes the effects of sulfur bonding in steel in the form of CaS, increasing the pH of corrosion products and improving corrosion resistance near areas treated by rolling and / or spot welding. In addition, calcium causes a CaS formation effect, inhibiting the formation of MnS, which otherwise impairs the ability to flare the inner edges of the steel sheet, thereby improving the ability to flare the inner edges of the steel sheet. The Ca content in the steel is preferably at least 0.0005% to sufficiently achieve these effects. However, calcium tends to float and separate as oxide in molten steel, and therefore cannot be stably contained in large quantities in steel. Accordingly, the Ca content in the steel is preferably 0.010% or less.

Ce: 0,01% или менееCe: 0.01% or less

Церий может быть добавлен в сталь для связывания серы в стали. Однако церий является дорогим элементом, и добавление его избыточного количества значительно увеличивает стоимость изготовления. Соответственно, содержание Ce в стали предпочтительно составляет 0,01% или менее.Cerium can be added to steel to bind sulfur in steel. However, cerium is an expensive element, and the addition of its excess amount significantly increases the cost of manufacture. Accordingly, the Ce content in the steel is preferably 0.01% or less.

La: 0,01% или менееLa: 0.01% or less

Лантан может быть добавлен в сталь для связывания серы в стали. Однако лантан является дорогим элементом, и добавление его избыточного количества значительно увеличивает стоимость изготовления. Соответственно, содержание La в стали предпочтительно составляет 0,01% или менее.Lanthanum can be added to steel to bind sulfur in steel. However, lanthanum is an expensive element, and the addition of its excess amount significantly increases the cost of manufacture. Accordingly, the La content in the steel is preferably 0.01% or less.

Остальное, кроме вышеуказанных элементов химического состава, представляет собой Fe и случайные примеси.The rest, except for the above elements of chemical composition, is Fe and random impurities.

Далее будет описана микроструктура стали высокопрочного стального листа осуществления настоящего изобретения.Next, a microstructure of steel of a high strength steel sheet of the present invention will be described.

60% или более объемной доли фазы феррита, в качестве микроструктуры стали60% or more volume fraction of the ferrite phase, as the microstructure of steel

Текстуру феррита необходимо контролировать в настоящем изобретении и дифракция рентгеновских лучей, как правило, используется, когда изучают такие текстуры стали, как текстура феррита. Однако первичная фаза феррита и вторичная фаза мартенсита и/или бейнита не могут быть четко разделены с помощью рентгеновской дифракции, в результате чего возникает проблема в том, что анизотропия равномерного относительного удлинения не может регулироваться контролем текстуры феррита, что является основным признаком настоящего изобретения, когда доля вторичной фазы является относительно высокой. Кроме того, возникает другая проблема, когда доля вторичной фазы является относительно высокой в том, что вторичная фаза образует сетчатую структуру, окружающую феррит, в результате чего макроскопическое пластическое поведение стального листа больше не зависит от ориентировки кристаллов феррита.The ferrite texture needs to be controlled in the present invention, and X-ray diffraction is typically used when studying steel textures such as ferrite texture. However, the primary phase of ferrite and the secondary phase of martensite and / or bainite cannot be clearly separated by X-ray diffraction, which results in the problem that the anisotropy of uniform elongation cannot be controlled by controlling the texture of ferrite, which is the main feature of the present invention when the proportion of the secondary phase is relatively high. In addition, another problem arises when the proportion of the secondary phase is relatively high in that the secondary phase forms a network structure surrounding the ferrite, as a result of which the macroscopic plastic behavior of the steel sheet no longer depends on the orientation of the ferrite crystals.

Объемная доля феррита должна составлять, по меньшей мере, 60%, предпочтительно по меньшей мере 75% в настоящем изобретении по причинам, описанным выше.The volume fraction of ferrite should be at least 60%, preferably at least 75% in the present invention for the reasons described above.

Объемная доля фазы феррита может быть определена: сначала нахождением доли площади вторичной фазы по методике, описанной ниже; принятием доли площади вторичной фазы в качества объемной доли вторичной фазы; и выполнением необходимых расчетов на основе объемной доли вторичной фазы.The volume fraction of the ferrite phase can be determined: first, by finding the fraction of the area of the secondary phase according to the procedure described below; the adoption of the fraction of the area of the secondary phase as the volume fraction of the secondary phase; and performing the necessary calculations based on the volume fraction of the secondary phase.

Доля площади вторичной фазы определяется: полировкой L поперечного сечения (вертикальное сечение параллельно направлению прокатки) стального листа и травлением поперечного сечения ниталем; изучением и фотографированием 10 участков сечения при увеличении ×4000 с помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM); и анализом фотографий микроструктуры стали, полученных таким образом. Феррит наблюдается в виде матовой черной контрастной области, перлит и бейнит наблюдаются в виде области, имеющие карбиды, возникающие в виде пластинок или ряда точек, и мартенсит или остаточный γ наблюдаются в виде области, имеющей белые контрастные зерна на таких фотографиях стальных микроструктур, как описаны выше. Мелкие частицы в форме точек диаметром не более 0,4 мкм, наблюдаемые на этих снимках SEM, преимущественно являются карбидами, и их доля площади очень мала, в результате чего разумно предположить, что эти мелкие частицы в форме точек практически не влияют на качество стали. Соответственно, частицы диаметром не более 0,4 мкм исключены при оценке доли площади в настоящем изобретении. Доля площади вторичной фазы определяется с помощью квадратной сетки и измерения доли вторичной фазы, присутствующей в ячейках квадратной сетки (метод подсчета точек). Доля площади (%) вторичной фазы, определенная таким образом, фактически принимается за объемную долю (%) вторичной фазы. Объемная доля (%) ферритной фазы получается путем вычитания объемной доли (%) указанной вторичной фазы из 100%.The fraction of the secondary phase area is determined by: polishing L of the cross section (vertical section parallel to the rolling direction) of the steel sheet and etching the cross section by nital; studying and photographing 10 sections at a magnification of × 4000 using a scanning electron microscope (SEM); and analysis of photographs of the microstructure of steel thus obtained. Ferrite is observed as a matte black contrasting region, perlite and bainite are observed as a region having carbides arising as plates or a series of dots, and martensite or residual γ are observed as a region having white contrasting grains in such photographs of steel microstructures as described above. The fine particles in the form of dots with a diameter of not more than 0.4 μm observed in these SEM images are mainly carbides, and their fraction of the area is very small, so it is reasonable to assume that these small particles in the form of dots practically do not affect the quality of steel. Accordingly, particles with a diameter of not more than 0.4 μm are excluded when evaluating the area fraction in the present invention. The fraction of the area of the secondary phase is determined using the square grid and measuring the proportion of the secondary phase present in the cells of the square grid (point counting method). The area fraction (%) of the secondary phase, defined in this way, is actually taken as the volume fraction (%) of the secondary phase. The volume fraction (%) of the ferritic phase is obtained by subtracting the volume fraction (%) of the specified secondary phase from 100%.

При условии, что функция распределения 3D ориентировки кристаллов (т.е. функция распределения ориентировки ODF) представлена {ϕ1, Ф, ϕ2}, интенсивность ODF {0°, 0°, 45°}, где Ф=0°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, составляет 3,0 или менее.Provided that the distribution function of the 3D crystal orientation (i.e., the ODF orientation distribution function) is represented by {ϕ1, Ф, ϕ2}, the ODF intensity is {0 °, 0 °, 45 °}, where Ф = 0 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, is 3.0 or less.

Хотя интенсивность f(Ф35°) ODF, где Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, является наиболее важным среди условий контроля анизотропии равномерного относительного удлинения, еще нужно контролировать интенсивность ODF {0°, 0°, 45°}, где Ф=0°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, потому что слишком высокая интенсивность ODF {0°, 0°, 45°} приводит к плохой способности к глубокой вытяжке и поэтому плохой штампуемости. Соответственно, интенсивность ODF {0°, 0°, 45°} должна составлять 3,0 или менее.Although the intensity f (Ф35 °) of ODF, where Ф = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, is the most important among the conditions for controlling the anisotropy of uniform elongation, it is still necessary to control the intensity of ODF {0 °, 0 °, 45 ° }, where Ф = 0 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, because too high ODF intensity {0 °, 0 °, 45 °} leads to poor ability to deep drawing and therefore poor stampability. Accordingly, the ODF intensity {0 °, 0 °, 45 °} should be 3.0 or less.

При условии, что функция распределения 3D ориентировки кристаллов (т.е. функция распределения ориентировки, ODF) представлена {ϕ1, Ф, ϕ2}, интенсивность {0°, 35°, 45°}, где Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, составляет 2,5 или более и 4,5 или менее.Provided that the distribution function of the 3D crystal orientation (that is, the orientation distribution function, ODF) is {ϕ1, Ф, ϕ2}, the intensity is {0 °, 35 °, 45 °}, where Ф = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, is 2.5 or more and 4.5 or less.

Необходимо задать интенсивность ODF {0°, 35°, 45°}, где Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45, в диапазоне 2,5 или более и 4,5 или менее, как описано выше, для контроля анизотропии равномерного относительного удлинения. В случае, когда интенсивность ODF {0°, 35°, 45°} составляет менее 2,5, равномерное относительное удлинение в направлении прокатки и равномерное относительное удлинение в направлении, ортогональном или поперечном направлению прокатки (направление будет называться "поперечное направление" здесь и далее), в частности, равномерное относительное удлинение в направлении прокатки относительно низкое, что облегчает образование трещин при штамповке.It is necessary to set the ODF intensity {0 °, 35 °, 45 °}, where Ф = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45, in the range of 2.5 or more and 4.5 or less, as described above, for control anisotropy of uniform elongation. In the case where the ODF intensity {0 °, 35 °, 45 °} is less than 2.5, uniform elongation in the rolling direction and uniform elongation in the direction orthogonal or transverse to the rolling direction (the direction will be called the "transverse direction" here and further), in particular, the uniform elongation in the rolling direction is relatively low, which facilitates the formation of cracks during stamping.

В случае, когда интенсивность ODF {0°, 35°, 45°} составляет более 4,5, равномерное относительное удлинение в направлении D (направление под углом 45° к направлению прокатки) является относительно низким, по-видимому, потому, что текстура стального листа влияет на анизотропию технического предела текучести, что ведет к компромиссу соотношения технического предела текучести и пластичности стального листа. То есть равномерное относительное удлинение в направлении высокой прочности является относительно низким. В связи с этим, также предполагается, что Ti и Nb, которые увеличивают кристаллическое зерно в направлении прокатки, также влияют на анизотропию пластичности микроструктуры стали.In the case where the ODF intensity {0 °, 35 °, 45 °} is more than 4.5, the uniform elongation in the D direction (direction at an angle of 45 ° to the rolling direction) is relatively low, apparently because the texture steel sheet affects the anisotropy of the technical yield strength, which leads to a compromise between the ratio of the technical yield strength and ductility of the steel sheet. That is, uniform elongation in the direction of high strength is relatively low. In this regard, it is also assumed that Ti and Nb, which increase the crystalline grain in the rolling direction, also affect the anisotropy of the ductility of the microstructure of steel.

Интенсивности ориентировки кристаллов, отличные от описанных выше, например, интенсивность γ-пятерки, конкретно не ограничены, поскольку эти интенсивности не влияют на анизотропию равномерного относительного удлинения.The orientation orientations of crystals other than those described above, for example, the intensity of the γ-five, are not particularly limited, since these intensities do not affect the anisotropy of uniform elongation.

Интенсивность OFD {ϕ1, Ф, ϕ2} в настоящем изобретении определяется построением полюсных фигур трех граней (200), (211) и (110) методом отражения, чтобы получить три неполных полюсных фигуры; преобразованием этих трех неполных полюсных фигур в функции распределения 3D ориентировки кристаллов (ODF) разложением в ряд; и определением интенсивности соответствующих искомых ориентировок кристаллов.The intensity of OFD {ϕ1, Φ, ϕ2} in the present invention is determined by constructing the pole figures of the three faces (200), (211) and (110) by the reflection method to obtain three incomplete pole figures; converting these three incomplete pole figures into distribution functions of the 3D crystal orientation (ODF) by series expansion; and determining the intensity of the corresponding sought orientations of the crystals.

Далее будет описан способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением.Next will be described a method of manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet in accordance with the present invention.

Хотя стальной сляб для использования в способе изготовления настоящего изобретения предпочтительно получают непрерывной разливкой, чтобы предотвратить ликвацию компонентов по слитку, способ изготовления стального сляба особо не ограничен и сляб может быть получен отливкой слитка или разливкой тонкого сляба. Стальной сляб, полученный таким образом, может быть охлажден до комнатной температуры и затем снова нагрет в соответствии с обычным способом. Альтернативно без проблем могут быть использованы так называемые "энергосберегающие" процессы, такие как прямая горячая прокатка, в которой либо теплый стальной сляб, не полностью охлажденный, загружают в нагревательную печь и проводят горячую прокатку, либо стальной сляб, который сохраняется горячим в течение короткого периода, быстро подвергают горячей прокатке.Although the steel slab for use in the manufacturing method of the present invention is preferably produced by continuous casting in order to prevent the components from segregating into the ingot, the method of manufacturing the steel slab is not particularly limited and the slab can be obtained by casting an ingot or casting a thin slab. The steel slab thus obtained can be cooled to room temperature and then heated again in accordance with a conventional method. Alternatively, so-called “energy-saving” processes can be used without problems, such as direct hot rolling, in which either a warm steel slab, not completely cooled, is loaded into a heating furnace and hot rolled, or a steel slab that remains hot for a short period quickly hot rolled.

Температура нагрева сляба, хотя никаких особых ее ограничений не требуется, предпочтительно устанавливается относительно низкой, чтобы выделения укрупнялись до достаточного роста {111} текстуры рекристаллизации и улучшалась способность к глубокой вытяжке. Однако температура нагрева сляба ниже 1000°C повышает нагрузку при прокатке и таким образом возникает риск проблем в процессе горячей прокатки, в результате чего температура нагрева сляба предпочтительно не ниже 1000°С. Верхний предел температуры нагрева сляба предпочтительно составляет 1300°С, чтобы подавить увеличение потерь за счет окалины, вызванных увеличением массы окисленной стали.The heating temperature of the slab, although no particular limitation is required, is preferably set relatively low so that the precipitates coarsen to a sufficient growth of {111} recrystallization texture and the ability to deep draw is improved. However, a temperature of heating the slab below 1000 ° C increases the load during rolling, and thus there is a risk of problems during the hot rolling process, as a result of which the temperature of heating the slab is preferably not lower than 1000 ° C. The upper limit of the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. to suppress the increase in scale losses caused by the increase in the mass of oxidized steel.

Стальной сляб, нагретый при вышеописанных условиях, подвергают горячей прокатке, включающей черновую прокатку и чистовую прокатку. В частности, стальной сляб прокатывают на сутунку черновой прокаткой. Условия черновой прокатки конкретно не ограничены и могут соответствовать обычным способам. Использование того, что называется "нагреватель сутунки" для нагрева сутунки, является эффективным с точки зрения сохранения относительно низкой температуры нагрева сляба и предотвращения проблем во время горячей прокатки.The steel slab, heated under the above conditions, is subjected to hot rolling, including rough rolling and finishing rolling. In particular, a steel slab is rolled into a slider by rough rolling. Rough rolling conditions are not particularly limited and may be consistent with conventional methods. The use of what is called a “suture heater” for heating the suture is effective in terms of maintaining a relatively low slab heating temperature and preventing problems during hot rolling.

Температура на выходе чистовой клети: 820°C или выше и 950°C или ниже.The temperature at the exit of the finishing stand: 820 ° C or higher and 950 ° C or lower.

Полученную таким образом сутунку прокатывают на горячекатаный стальной лист. Температура на выходе чистовой клети (которая будет упоминаться как "FT" далее) должна быть установлена в пределах 820°C или выше и 950°C или ниже, так что текстуру, которая является предпочтительной с точки зрения плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения, получают после холодной прокатки и рекристаллизационного отжига. FT ниже 820°C не только увеличивает нагрузку прокатки, но также приводит к прокатке в ферритной области и, таким образом, значительно изменяет текстуру стали в некоторых системах компонентов. FT выше 950°C укрупняет микроструктуру стали и также делает невозможным удовлетворительное проведение горячей прокатки в состоянии не рекристаллизованного аустенита, в результате чего однородное относительное удлинение в D направлении уменьшается после холодного отжига (по-видимому, описка).The slider thus obtained is rolled onto a hot-rolled steel sheet. The exit temperature of the finishing stand (which will be referred to as “FT” hereinafter) must be set between 820 ° C or higher and 950 ° C or lower, so that a texture that is preferred in terms of planar anisotropy of uniform elongation is obtained after cold rolling and recrystallization annealing. FT below 820 ° C not only increases the rolling load, but also leads to rolling in the ferritic region and, thus, significantly changes the texture of steel in some component systems. FT above 950 ° C coarsens the microstructure of the steel and also makes it impossible to satisfactorily conduct hot rolling in the state of unrecrystallized austenite, as a result of which uniform elongation in the D direction decreases after cold annealing (apparently a slip).

По меньшей мере, часть чистовой прокатки может проводиться в виде прокатки со смазкой, чтобы уменьшить нагрузку прокатки при горячей прокатке. Проведение прокатки со смазкой таким образом является эффективным с точки зрения создания однородного качества формы и материала стального листа. В связи с этим, коэффициент трения между валками и стальным листом предпочтительно устанавливают в диапазоне 0,10-0,25. Кроме того, предпочтительно используют непрерывный процесс прокатки непрерывной чистовой прокаткой в технологической линии сварки сутунки. Применение непрерывного процесса прокатки в способе по настоящему изобретению также предпочтительно для устойчивого процесса горячей прокатки.At least part of the finish rolling can be carried out in the form of rolling with lubrication in order to reduce the rolling load during hot rolling. Carrying out rolling with lubricant in this way is effective from the point of view of creating a uniform quality of the shape and material of the steel sheet. In this regard, the coefficient of friction between the rollers and the steel sheet is preferably set in the range of 0.10-0.25. In addition, it is preferable to use a continuous rolling process by continuous finishing rolling in the production line of the suture welding. The use of a continuous rolling process in the method of the present invention is also preferable for a stable hot rolling process.

Температура намотки (CT) в настоящем изобретении, хотя отсутствуют особые ограничения, предпочтительно составляет 400°C или выше и 720°C или ниже. Температура намотки, превышающая верхний предел, не только приводит к крупному зерну и снижению прочности, но также препятствует достижению достаточно высокого r-значения после холодного отжига.The winding temperature (CT) in the present invention, although there is no particular limitation, is preferably 400 ° C. or higher and 720 ° C. or lower. The winding temperature, exceeding the upper limit, not only leads to coarse grain and lower strength, but also prevents the achievement of a sufficiently high r-value after cold annealing.

Затем горячекатаный стальной лист подвергают травлению и холодной прокатке для получения холоднокатаного стального листа. Травление может быть проведено в соответствии с обычным способом.Then, the hot rolled steel sheet is subjected to pickling and cold rolling to obtain a cold rolled steel sheet. Etching can be carried out in accordance with the usual method.

Холодная прокатка в настоящем изобретении должна осуществляться таким образом, чтобы степень обжатия (Х%) удовлетворяла соотношению (1) ниже.Cold rolling in the present invention should be carried out in such a way that the reduction ratio (X%) satisfies the ratio (1) below.

Ti и Nb являются важными элементами для проведения соответствующей горячей прокатки вне области температур рекристаллизации аустенита. В связи с ростом γ текстуры, вызванной горячей прокаткой вне области температур рекристаллизации аустенита и различными ограничениями в процессе ее превращения после этого, логично, что Ti и Nb в значительной степени влияют на текстуру, полученную прокаткой. Кроме того, степень обжатия является критически важным условием в плане роста текстуры, полученной прокаткой.Ti and Nb are important elements for conducting the corresponding hot rolling outside the austenite recrystallization temperature range. Due to the increase in γ texture caused by hot rolling outside the austenite recrystallization temperature range and various restrictions during its transformation after this, it is logical that Ti and Nb significantly affect the texture obtained by rolling. In addition, the degree of compression is a critical condition for the growth of texture obtained by rolling.

С учетом вышеописанных фактов и на основе соображения, что текстура, полученная из укрупненных частиц феррита, и текстура, полученная горячей прокаткой вне области температур рекристаллизации аустенита, вызывают противоположные эффекты по отношению к плоскостной анизотропии относительного удлинения, и таким образом эти две текстуры и их эффекты должны быть сбалансированы друг с другом, авторы настоящего изобретения исследовали зависимость между плоскостной анизотропии равномерного относительного удлинения и интенсивностью f(Ф35°) ODF {0°, 35°, 45°}, где Ф=35° в стальных образцах с различным содержанием Ti, Nb и степень обжатия. Авторы настоящего изобретения предполагают, что содержание Nb ([% Nb]) оказывает приблизительно вдвое большее влияние, чем содержание Ti ([% Ti]), за счет разницы в их атомных массах и эффекте подавления рекристаллизации, вызванного выделениями Nb, Ti и растворенным Ti, растворенным Nb соответственно; и заставляет учитывать разницу эффекта между Ti и Nb при анализе. Из полученных таким образом результатов оценивают, как содержание Ti, Nb и степень обжатия влияют на интенсивность f(Ф35°) и плоскостную анизотропию (ΔUEL) равномерного относительного удлинения соответственно. Результаты этих оценок представлены на фиг. 1А и фиг. 1В, соответственно.In view of the above facts and based on the consideration that the texture obtained from enlarged ferrite particles and the texture obtained by hot rolling outside the austenite recrystallization temperature range, cause opposite effects with respect to planar anisotropy of relative elongation, and thus these two textures and their effects must be balanced with each other, the authors of the present invention investigated the relationship between planar anisotropy of uniform elongation and the intensity f (Ф35 °) ODF {0 °, 35 °, 45 °}, where Ф = 35 ° in steel samples with different contents of Ti, Nb and the degree of compression. The authors of the present invention suggest that the content of Nb ([% Nb]) has approximately twice as much influence as the content of Ti ([% Ti]), due to the difference in their atomic masses and the effect of suppressing recrystallization caused by precipitation of Nb, Ti and dissolved Ti dissolved Nb, respectively; and makes it necessary to take into account the difference in effect between Ti and Nb in the analysis. From the results thus obtained, it is estimated how the Ti, Nb content and compression ratio affect the intensity f (Ф35 °) and planar anisotropy (ΔUEL) of uniform elongation, respectively. The results of these evaluations are presented in FIG. 1A and FIG. 1B, respectively.

Кроме того, фиг. 1С показывает зависимость между интенсивностью f(Ф35°) и плоскостной изотропией (ΔUEL) равномерного относительного удлинения.In addition, FIG. 1C shows the relationship between the intensity f (Ф35 °) and planar isotropy (ΔUEL) of uniform elongation.

Из фиг. 1А понятно, в частности, что {1,6 ([% Ti]+2 [% Nb])+0,004Х} хорошо коррелирует с f(Ф35°). Кроме того, из фиг. 1В и 1С понятно, что значение f(Ф35°) может быть надежно установлено на уровне 2,5≤f(Ф35°)≤4,5, и таким образом плоскостная анизотропия (ΔUEL) равномерного относительного удлинения может быть в достаточной степени подавлена при соответствии вышеуказанному соотношению (1).From FIG. 1A, it is understood, in particular, that {1.6 ([% Ti] +2 [% Nb]) + 0.004X} correlates well with f (Φ35 °). In addition, from FIG. 1B and 1C, it is clear that the value of f (Ф35 °) can be reliably set at 2.5≤f (Ф35 °) ≤4.5, and thus the planar anisotropy (ΔUEL) of uniform elongation can be sufficiently suppressed when compliance with the above ratio (1).

Что касается плоскостной анизотропии, анизотропию оценивают по равномерному относительному удлинению ΔUEL, нормализованному по UEL_L с помощью соотношения (2), показанного ниже, потому что абсолютное значение пластичности стального листа изменяется в соответствии с уровнем прочности стального листа.Regarding planar anisotropy, anisotropy is estimated by the uniform elongation ΔUEL normalized to UEL _L using relation (2) shown below, because the absolute value of the ductility of the steel sheet changes in accordance with the strength level of the steel sheet.

В соотношении (2), UEL_L, UEL_D, UEL_C представляют равномерное относительное удлинение в L направлении, равномерное относительное удлинение в D направлении и равномерное относительное удлинение в направлении С соответственно.In relation (2), UEL _L , UEL _D , UEL _C represent uniform elongation in the L direction, uniform elongation in the D direction, and uniform elongation in the C direction, respectively.

Затем стальной лист подвергают отжигу при температуре отжига между температурой рекристаллизации и 900°C, и затем охлаждают. Температура отжига должна быть температурой рекристаллизации или выше, чтобы подавить остаточную деформацию холодной прокаткой и предотвратить ухудшение пластичности стального листа. Однако температура отжига должна быть 900°C или ниже, потому что температура отжига, превышающая 900°C, не только сокращает срок службы печи отжига, но и приводит к аномальному росту зерна, слишком высокому содержанию γ фазы и т.п., что может кардинально изменить текстуру стали после обратного превращения. В настоящем изобретении "температура рекристаллизации" может быть определена проведением кратковременного отжига холоднокатаного стального листа нагревом стального листа до заданной температуры отжига и затем сразу же (со временем выдерживания в течение 1 секунды) охлаждения стального листа; закалкой стального листа его погружением в воду; изучением микроструктуры стали; и повторением вышеуказанных стадий при различных температурах отжига с постепенным повышением температуры, чтобы определить температуру, при которой больше не наблюдается отсутствие рекристаллизации. В этом определении температура отжига может быть изменена, например, от 650°C с шагом 10°C.Then, the steel sheet is annealed at an annealing temperature between the temperature of recrystallization and 900 ° C, and then cooled. The annealing temperature should be a recrystallization temperature or higher in order to suppress residual deformation by cold rolling and to prevent deterioration of the ductility of the steel sheet. However, the annealing temperature must be 900 ° C or lower, because the annealing temperature in excess of 900 ° C not only reduces the life of the annealing furnace, but also leads to abnormal grain growth, too high γ phase content, etc., which may radically change the texture of steel after the reverse transformation. In the present invention, the "recrystallization temperature" can be determined by briefly annealing the cold rolled steel sheet by heating the steel sheet to a predetermined annealing temperature and then immediately (with a holding time of 1 second) cooling the steel sheet; quenching a steel sheet by immersion in water; the study of the microstructure of steel; and repeating the above steps at various annealing temperatures with a gradual increase in temperature to determine the temperature at which no recrystallization is observed anymore. In this definition, the annealing temperature can be changed, for example, from 650 ° C in increments of 10 ° C.

Хотя скорость охлаждения после отжига, описанного выше, конкретно не ограничена, средняя скорость охлаждения в интервале температур от температуры отжига до 500°C предпочтительно составляет 5°C/с или более и 15°C/с или менее, в случае, когда мартенсит формируется в качестве вторичной фазы. Средняя скорость охлаждения в вышеуказанном диапазоне температур ниже 5°C/с может препятствовать образованию мартенсита, что может привести к однофазной микроструктуре феррита, имеющей недостаточную прочность по контролю микроструктуры.Although the cooling rate after the annealing described above is not specifically limited, the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 500 ° C is preferably 5 ° C / s or more and 15 ° C / s or less in the case where martensite is formed as a secondary phase. An average cooling rate in the above temperature range below 5 ° C / s may prevent the formation of martensite, which can lead to a single-phase ferrite microstructure having insufficient microstructure control strength.

В настоящем изобретении, которое допускает присутствие вторичной фазы, включающей мартенсит, средняя скорость охлаждения от температуры отжига до 500°C предпочтительно задается равной или выше критической граничной скорости охлаждения, т.е. около 5°C/с или выше. Однако та же средняя скорость охлаждения, превышающая 15°C/с, приводит к слишком высокой доле вторичной фазы, что является неблагоприятным распределением в плане пластичности стального листа, хотя стальной лист имеет так или иначе многофазную структуру. Соответственно, средняя скорость охлаждения от температуры отжига до 500°C предпочтительно составляет 5°C/с или более и 15°C/с или менее.In the present invention, which allows for the presence of a secondary phase comprising martensite, the average cooling rate from the annealing temperature to 500 ° C is preferably set equal to or higher than the critical boundary cooling rate, i.e. about 5 ° C / s or higher. However, the same average cooling rate in excess of 15 ° C / s leads to a too high proportion of the secondary phase, which is an unfavorable distribution in terms of ductility of the steel sheet, although the steel sheet has a multiphase structure in one way or another. Accordingly, the average cooling rate from the annealing temperature to 500 ° C is preferably 5 ° C / s or more and 15 ° C / s or less.

Охлаждение в диапазоне температур от 500°C или ниже, в котором γ фаза является относительно стабильной за счет предшествующего охлаждения, не требует конкретных ограничений. Однако средняя скорость охлаждения в интервале температур от 500°C до 300°C предпочтительно составляет, по меньшей мере, 5°C/с. В случае, когда выполняется дополнительная обработка, средняя скорость охлаждения до температуры дополнительной обработки составляет, по меньшей мере, 5°C/с.Cooling in the temperature range of 500 ° C. or lower, in which the γ phase is relatively stable due to the previous cooling, does not require specific limitations. However, the average cooling rate in the temperature range from 500 ° C to 300 ° C is preferably at least 5 ° C / s. When additional processing is performed, the average cooling rate to the temperature of the additional processing is at least 5 ° C / s.

В настоящем изобретении, стальной лист может иметь цинковое покрытие при необходимости. Что касается линии горячего цинкования, средняя скорость охлаждения от температуры отжига или температуры выдержки до температуры ванны цинкования (которая обычно сохраняется в температурном диапазоне 450-500°С) предпочтительно в диапазоне 2-30°C/с в случае, когда мартенсит формируется в качестве вторичной фазы. Скорость охлаждения ниже 2°C/с приводит к слишком большому образованию перлита в диапазоне температур 500-650°C, что делает невозможным получить твердую вторичную фазу. Скорость охлаждения, превышающая 30°C/с, существенно облегчает превращение γ→α в диапазоне температур около 500°C, когда стальной лист погружают в ванну цинкования, в результате чего вторичная фаза измельчается и ухудшается пластичность стального листа.In the present invention, the steel sheet may be zinc plated if necessary. Regarding the hot dip galvanizing line, the average cooling rate from the annealing temperature or the holding temperature to the temperature of the galvanizing bath (which is usually kept in the temperature range of 450-500 ° C) is preferably in the range of 2-30 ° C / s in the case when martensite is formed as secondary phase. The cooling rate below 2 ° C / s leads to too much perlite formation in the temperature range 500-650 ° C, which makes it impossible to obtain a solid secondary phase. A cooling rate in excess of 30 ° C / s greatly facilitates the transformation of γ → α in the temperature range of about 500 ° C when the steel sheet is immersed in a galvanizing bath, as a result of which the secondary phase is crushed and the ductility of the steel sheet deteriorates.

В случае, когда оцинкованный стальной лист затем отжигают, оцинкованный отожженный стальной лист охлаждают до 100°C или ниже, при средней скорости охлаждения в интервале 5-100°C/с. Вышеуказанная скорость охлаждения ниже 5°C/с приводит к образованию перлита около 550°C и бейнита с выделением карбида около 400-450°C, что увеличивает YP и ухудшает баланс между прочностью и пластичностью стального листа. Вышеуказанная скорость охлаждения, превышающая 100°C/с, приводит к недостаточному самоотпуску мартенсита, образующегося при непрерывном охлаждении, тем самым чрезмерно упрочняя мартенсит, увеличивая YP и ухудшая пластичность стального листа.In the case where the galvanized steel sheet is then annealed, the galvanized annealed steel sheet is cooled to 100 ° C or lower, with an average cooling rate in the range of 5-100 ° C / s. The above cooling rate below 5 ° C / s leads to the formation of perlite about 550 ° C and bainite with the release of carbide about 400-450 ° C, which increases YP and worsens the balance between the strength and ductility of the steel sheet. The above cooling rate exceeding 100 ° C / s leads to insufficient self-release of martensite formed during continuous cooling, thereby overly hardening martensite, increasing YP and impairing the ductility of the steel sheet.

Кроме того, холоднокатаный и отожженный стальной лист и холоднокатаный, отожженный и с покрытием стальной лист настоящего изобретения может быть подвергнут дрессировке или процессу выравнивания для коррекции формы, регулировки шероховатости поверхности и т.п. Общий коэффициент удлинения дрессировки или процесса выравнивания предпочтительно составляет 0,2-15%. Общий коэффициент удлинения менее 0,2% не позволяет достичь искомой цели, например, коррекции формы и регулировки шероховатости поверхности. Общий коэффициент удлинения более 15% значительно ухудшает пластичность стального листа. Было подтверждено, что результат дрессировки и процесса выравнивания не так сильно различается, хотя дрессировка и процесс выравнивания значительно отличаются друг от друга по типу обработки. Дрессировка и процесс выравнивание после оцинковки по-прежнему вызывают подходящие эффекты, соответственно.In addition, the cold-rolled and annealed steel sheet and the cold-rolled, annealed and coated steel sheet of the present invention can be subjected to a training or leveling process to correct shape, adjust surface roughness, and the like. The overall coefficient of elongation of the training or leveling process is preferably 0.2-15%. The total elongation coefficient of less than 0.2% does not allow to achieve the desired goal, for example, shape correction and adjustment of surface roughness. A total elongation ratio of more than 15% significantly impairs the ductility of the steel sheet. It was confirmed that the result of the training and the leveling process does not differ so much, although the training and leveling process are significantly different from each other in the type of processing. Training and the leveling process after galvanizing still produce suitable effects, respectively.

ПримерыExamples

Образцы сляба (стальной материал) получают из соответствующих образцов стали, имеющей химический состав, показанный в таблице 1, способом отливки с помощью конвертера и последующим непрерывным литьем соответственно. Каждый из образцов сляба нагревают до 1250°C и подвергают черновой прокатке для получения сутунки. Полученную таким образом сутунку затем подвергают горячей прокатке с чистовой прокаткой, осуществляемой в условиях, показанных в таблице 2, с получением горячекатаного стального листа. Горячекатаный стальной лист подвергают травлению и затем холодной прокатке при соответствующей степени обжатия (CR), показанной в таблице 2, для получения образца холоднокатаного стального листа. Затем образец холоднокатаного стального листа подают в линии непрерывного отжига и подвергают непрерывному отжигу при соответствующей температуре отжига (AnnT), показанной в таблице 2. Образец холоднокатаного стального листа, отожженного таким образом, затем подвергают дрессировке с коэффициентом удлинения: 0,5%. Температура рекристаллизации образцов стального листа, определенная изучением микроструктуры стали образцов после кратковременного нагрева и закалки, как описано выше, всегда находится в диапазоне 700-760°C и равна или превышает необходимую температуру рекристаллизации независимо от изменения других условий.Samples of the slab (steel material) are obtained from the corresponding samples of steel having the chemical composition shown in table 1, by casting using a converter and subsequent continuous casting, respectively. Each of the samples of the slab is heated to 1250 ° C and subjected to rough rolling to obtain a suture. The slider thus obtained is then subjected to hot rolling with a finish rolling, carried out under the conditions shown in table 2, to obtain a hot-rolled steel sheet. The hot rolled steel sheet is etched and then cold rolled at the appropriate reduction ratio (CR) shown in Table 2 to obtain a sample of cold rolled steel sheet. Then, a sample of cold-rolled steel sheet is fed to a continuous annealing line and subjected to continuous annealing at the corresponding annealing temperature (AnnT) shown in Table 2. A sample of cold-rolled steel sheet thus annealed is then subjected to tempering with an elongation ratio of 0.5%. The temperature of recrystallization of steel sheet samples, determined by studying the microstructure of steel samples after short-term heating and quenching, as described above, is always in the range of 700-760 ° C and equal to or exceeds the required temperature of recrystallization regardless of changes in other conditions.

Образец стального листа №5 готовят в виде стального листа горячего цинкования, отжигом образца холоднокатаного стального листа и последующим цинкованием на линии непрерывного горячего цинкования (температура ванны цинкования: 480°С).Sample of steel sheet No. 5 is prepared in the form of a hot-dip galvanized steel sheet, annealing a sample of cold-rolled steel sheet and subsequent galvanizing on a continuous hot-dip galvanizing line (galvanizing bath temperature: 480 ° C).

Образцы отбирают из каждого образца холоднокатаного и отожженного стального листа и образца стального листа горячего цинкования и анализируют микроструктуру, прочностные характеристики и функцию распределения 3D ориентировки кристалла (ODF) испытуемых образцов методами, описанными ниже, соответственно.Samples were taken from each sample of cold-rolled and annealed steel sheet and a sample of hot-dip galvanized steel sheet and the microstructure, strength characteristics and distribution function of the 3D crystal orientation (ODF) of the test samples were analyzed by the methods described below, respectively.

Свойства при растяженииTensile properties

Отбирают JIS №5 образцы для испытания на растяжение в L направлении (направление под углом 0° по отношению к направлению прокатки), в D направлении (направление под углом 45° по отношению к направлению прокатки) и в направлении С (направление под углом 90° по отношению к направлению прокатки) соответственно, из каждого образца холоднокатаного и отожженного стального листа и образца стального листа горячего цинкования, полученного таким образом. JIS №5 образцы для испытания на растяжение подвергают испытанию на растяжение в соответствии с JIS Z 2241 при скорости траверсы 10 мм/мин для определения технического предела текучести (YS), предела прочности при растяжении (TS) и однородного относительного удлинения (UEL) в соответствующих направлениях.JIS No. 5 samples were taken for tensile testing in the L direction (direction at an angle of 0 ° with respect to the direction of rolling), in the D direction (direction at an angle of 45 ° with respect to the direction of rolling) and in the direction C (direction at an angle of 90 ° in relation to the rolling direction), respectively, from each sample of cold-rolled and annealed steel sheet and a sample of hot-dip galvanized steel sheet thus obtained. JIS No. 5 tensile test specimens are subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241 at a crosshead speed of 10 mm / min to determine the technical yield strength (YS), ultimate tensile strength (TS) and uniform elongation (UEL) in the respective directions.

Функция распределения 3D ориентировки кристаллов, т.е. ODFDistribution function of 3D crystal orientation, i.e. ODF

При условии, что ODF представлена {ϕ1, Ф, ϕ2}, интенсивность ODF {0°, 0°, 45°}, где Ф=0°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, и интенсивность ODF {0°, 35°, 45°}, где Ф=35°, ϕ1=0° и ϕ2=45°, определяют в соответствии со способом, описанным выше, соответственно.Provided that the ODF is represented by {ϕ1, Φ, ϕ2}, the ODF intensity is {0 °, 0 °, 45 °}, where Φ = 0 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, and the ODF intensity is {0 °, 35 °, 45 °}, where Φ = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 °, are determined in accordance with the method described above, respectively.

Плоскостная анизотропия равномерного относительного удлиненияPlane anisotropy of uniform elongation

Плоскостную анизотропию равномерного относительного удлинения оценивают определением значения ΔUEL в соответствии с соотношением (2) ниже. Установлено, что плоскостная анизотропия равномерного относительного удлинения является подходящей, когда значение ΔUEL, полученное соотношением (2), находится в диапазоне -0,020-0,020 в настоящем изобретении.The plane anisotropy of uniform elongation is evaluated by determining ΔUEL in accordance with relation (2) below. It has been found that planar anisotropy of uniform elongation is appropriate when the ΔUEL value obtained by relation (2) is in the range of −0.020-0.020 in the present invention.

Полученные результаты приведены в таблице 2.The results are shown in table 2.

Микроструктуру (объемная доля феррита) анализируют на основе доли площади (объемная доля) вторичной фазы, полученной методом подсчета точек с помощью SEM, описанные выше.The microstructure (volume fraction of ferrite) is analyzed on the basis of the area fraction (volume fraction) of the secondary phase obtained by the point counting method using SEM described above.

Остальное в вышеуказанном составе Fe и случайные примесиThe rest in the above composition of Fe and random impurities

Как показано в таблице 2, для каждого образца стального листа в примерах согласно настоящему изобретению: интенсивность ODF {0°, 0°, 45°} составляет 3,0 или менее; интенсивность ODF {0°, 35°, 45°} составляет 2,5-4,5; и значение ΔUEL находится в диапазоне от -0,020 до 0,020, доказывая тем самым, что образец стального листа имеет достаточно высокую прочность и удовлетворительную небольшую плоскостную анизотропию равномерного относительного удлинения.As shown in table 2, for each sample of the steel sheet in the examples according to the present invention: the ODF intensity {0 °, 0 °, 45 °} is 3.0 or less; the intensity of the ODF {0 °, 35 °, 45 °} is 2.5-4.5; and the ΔUEL value is in the range from −0.020 to 0.020, thereby proving that the steel sheet sample has a sufficiently high strength and a satisfactory small planar anisotropy of uniform elongation.

В отличие от этого, каждый из образцов стального листа сравнительных примеров, в которых, по меньшей мере, один из компонентов стали или технологический режим выходит за рамки настоящего изобретения, имеет текстуру, выходящую из объема настоящего изобретения, со значительно более высокой плоскостной анизотропией равномерного относительного удлинения.In contrast, each of the steel sheet samples of the comparative examples, in which at least one of the steel components or the process conditions is outside the scope of the present invention, has a texture that is outside the scope of the present invention, with significantly higher planar anisotropy of uniform relative lengthening.

Claims

1. High strength steel sheet having a chemical composition, including, in wt.%:
C over 0.0005 and under 0.10
Si 1.5 or less
Mn 0.1 or more and 3.0 or less
P 0.080 or less
S 0.03 or less
sol. Al 0.01 or more and 0.50 or less
N 0.005 or less
at least one element selected from Nb 0.20 or less and Ti 0.20 or less
Fe and random impurities - the rest,
the microstructure of the steel sheet containing 60% or more of the volume fraction of the ferrite phase,
provided that the distribution function of the 3D crystal orientation in the form of the ODF orientation distribution function is {ϕ1, Φ, ϕ2}, the intensity of the ODF orientation distribution function {0 °, 0 °, 45 °} at Φ = 0 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 ° is 3.0 or less and the ODF intensity {0 °, 35 °, 45 °} at Φ = 35 °, ϕ1 = 0 ° and ϕ2 = 45 ° is 2.5 or more and 4.5 or less .

2. The high strength steel sheet according to claim 1, wherein the chemical composition further comprises, in wt.%, At least one element selected from V 0.40 or less, Cr 0.50 or less, Mo 0.50 or less , W 0.15 or less, Zr 0.10 or less, Cu 0.50 or less, Ni 0.50 or less, B 0.0050 or less, Sn 0.20 or less, Sb 0.20 or less, Ca 0.010 or less, Ce 0.01 or less, and La 0.01 or less.

3. A method of manufacturing a high strength steel sheet, comprising
hot rolling a steel slab having the chemical composition specified in paragraph 1 or 2 at a temperature at the exit of the finishing stand of 820 ° C or higher and 950 ° C or lower to obtain a hot-rolled steel sheet,
cold rolling of a steel sheet with a reduction ratio (X%) satisfying the formula (1)

where [% A] is the content of the element "A" in steel (wt.%),
continuous annealing of the steel sheet in the temperature range between the recrystallization temperature and 900 ° C and
subsequent cooling of the steel sheet.