Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, пригодный для химической конверсионной обработки, и способ его изготовления
Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению высокопрочного холоднокатаного стального листа, используемого для изготовления структурных деталей автомобилей. Сляб, выполненный из стали, содержащей в мас.%: C: 0,05-0,1, Si: 0,05-0,45, Mn: 2,5-3,5, Al: 0,01-0,08, P: 0,05 или менее, S: 0,0050 или менее, N: 0,01 или менее, Nb: 0,02-0,1, Ti: 0,001-0,05, остальное Fe и неизбежные примеси, при этом отношение Si/Mn составляет 0,02-0,15, подвергают горячей прокатке, декапированию, термообработке при 400-700°С в течение 0,5-10 часов, холодной прокатке и отжигу. Отжиг выполняют с обеспечением максимальной конечной температуры 760-860°С. Лист выдерживают в диапазоне температур от температуры ниже максимальной на 50°С до максимальной в течение 50-100 секунд, а затем охлаждают со средней скоростью 5-50°С/сек. Микроструктура листа включает по площади 50-80% ферритной фазы и 20-50% мартенситной фазы относительно площади всей микроструктуры. Средний размер зерен фазы феррита и фазы мартенсита составляет 0,5-3,0 мкм, а отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита составляет 0,5-5,0. Получаемые листы обладают требуемыми механическими свойствами и повышенной способностью к химической конверсионной обработке. 2 н. и 1 з.п. ф-лы, 3 табл., 1 пр.
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу, который может быть соответствующим образом использован в структурных деталях автомобилей, и способу его получения. Целью настоящего изобретения является, в частности, улучшение пригодности к химической конверсии такого стального листа.
Известный уровень техники
В последние годы автопроизводители решительно стремятся снизить выбросы CO2 за счет повышения эффективности использования топлива. В частности, поскольку снижение массы корпуса автомобиля является действенным для повышения эффективности использования топлива, предпринимаются меры для повышения прочности стального листа, который используется в корпусе автомобиля, и для снижения толщины стального листа. В дополнение к улучшению эффективности топлива, улучшение прочности стального листа, применяемого в корпусе автомобиля, часто является необходимым для улучшения таких характеристик безопасности при столкновении, как защита объема кабины. Таким образом, высокопрочный стальной лист с пределом прочности (TS) на уровне около 980 МПа используется, в частности, для ряда штампуемых автомобильных структурных деталей сложной формы.
Для достижения высокой прочности стального листа обычным является добавление к Fe различных легирующих элементов, таких как C, Si, Mn, Ti, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo и V. Предусматривая возможность использования стального листа для кузовов автомобиля, следует учесть множество сложных вопросов, таких как:
(a) может ли быть сформирована деталь без трещин и складок,
(b) может ли быть сварена деталь,
(c) плотное ли конверсионное покрытие образуется на поверхности стального листа, и
(d) достаточна ли коррозионная стойкость после электроосаждения покрытия.
Очень важным является обеспечение достаточного качества конверсионного покрытия, в частности в случае высокопрочных стальных листов с пределом прочности (TS) на уровне около 980 МПа и более, включающих легирующие компоненты, для обеспечения прочности, по сравнению со стальными листами с пределом прочности (TS) на уровне около 590 МПа.
Известны различные технологии, связанные с высокопрочным холоднокатаным стальным листом. Например, высокопрочный холоднокатаный стальной лист с улучшенной пригодностью к отбортовке может быть получен созданием структуры, в которой заданное количество конечного материала, отличного от фазы феррита, диспергировано через постоянные интервалы, как описано в JP 2004-035905 A (патентный документ 1), либо с использованием мелкодисперсной фазы бейнита в качестве основной фазы, как описано в JP 2001-226741 A (патентный документ 2). Кроме того, JP 2000-273 576 A (патентный документ 3) описывает высокопрочный холоднокатаный стальной лист, в котором появление трещин на краях борта при профилировке листового металла предотвращается контролем отношения между пределом упругости и пределом прочности. Кроме того, JP 2000-008136А (патентный документ 4) раскрывает высокопрочный холоднокатаный стальной лист, с пригодностью к отбортовке штамповкой и замедленным разрушением, которые улучшены путем контроля оксидных включений.
В качестве технологии для улучшения химической конверсионной обработки, например, каждый из документов JP 59-159987 A (патентный документ 5) и JP 06-093472 A (патентный документ 6) раскрывает стальной лист, пригодный для химической конверсионной обработки, с поверхностью стального листа, сформированной покрытием слоем оксида никеля или гидроксида никеля, слоем Ni металла, образованным осажденными частицами Ni металла. Кроме того, JP 2004-204350 A (патентный документ 7) раскрывает стальной лист, пригодный для химической конверсионной обработки с поверхностью с пониженной концентрацией Si.
При описании улучшения пригодности к отбортовке штамповкой, формуемости при прокатке и замедленного разрушения патентные документы 1-4 не раскрывают пригодность к химической конверсионной обработке стальных листов, включающих ферритную фазу и мартенситную фазу. Таким образом, технология, раскрытая в патентных документах 1-4, будет недостаточной для последовательного достижения удовлетворительной пригодности к химической конверсионной обработке.
Каждый из патентных документов 5 и 6 раскрывает технологию улучшения химической конверсионной обработки путем нанесения Ni на поверхность стального листа. Однако эта технология требует специального покрытия с использованием Ni, который является дорогим металлом, что приводит к высокой стоимости и низкой производительности. Существует еще одна проблема, заключающаяся в том, что должны быть включены дорогие легирующие элементы, такие как Cu, Ni, Cr, Mo, V и т.д., для обеспечения требуемой прочности стальных листов.
Наконец, технология, раскрытая в патентном документе 7, требует более высокой стоимости процесса, чем обычно, из-за двух стадий декапирования, зачистки, удаления окалины и т.п. Кроме того, поскольку по этой технологии концентрация Si снижена недостаточно, трудно стабильно обеспечивать удовлетворительную химическую конверсионную обработку.
Сущность изобретения
Проблемы, решаемые изобретением
Настоящее изобретение преимущественно решает вышеуказанные проблемы. Целью настоящего изобретения является создание высокопрочного холоднокатаного стального листа без дополнительных дорогих легирующих элементов, таких как Cu, Ni, Cr, Mo и V с пределом прочности (TS) 980 МПа или более, что обеспечивает подходящую химическую конверсионную обработку без необходимости специальной обработки поверхности стального листа. Еще одной целью настоящего изобретения является способ изготовления такого высокопрочного холоднокатаного стального листа.
Пути решения проблемы
Для решения вышеуказанных проблем изобретатели провели интенсивное исследование и выяснили следующее.
(1) Даже в случае ферритомартенситной двухфазной стали, изготовленной из составляющих, в которых снижено содержание углерода (C) для свариваемости и формуемости без добавления дорогих легирующих элементов, таких как Cu, Ni, Cr, Mo и V, соответствующим контролем доли площади ферритной фазы и мартенситной фазы, можно получить стальной лист с пределом прочности (TS) 980 МПа или более при сохранении необходимой пригодности к обработке и увеличенной прочности.
(2) В стали вышеуказанного состава, если отношение Si/Mn в стали сохраняется на низком уровне с тем, чтобы подавить концентрирование Si на поверхности стального листа в виде SiO2, можно минимизировать средний размер зерна ферритной фазы и мартенситной фазы до одинакового уровня и реализовать мелкозернистую и однородную дисперсию мартенситной фазы в ферритной фазе, чтобы тем самым улучшить химическую конверсионную обработку без специальной обработки поверхности стального листа контролем условий нагрева и условий отжига после горячей прокатки.
Настоящее изобретение основано на вышеуказанных сведениях и характеризуется признаками, описанными ниже.
Первый аспект настоящего изобретения относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу, пригодному для химической конверсионной обработки, в котором компоненты композиции стального листа включают в % масс.:
C: 0,05-0,1;
Si: 0,05-0,45;
Mn: 2,5-3,5;
Al: 0,01-0,08;
P: 0,05 или менее;
S: 0,0050 или менее;
N: 0,01 или менее;
Nb: 0,02-0,1;
Ti: 0,001-0,05, и
остальное Fe и неизбежные примеси, отношение Si/Mn составляет 0,02-0,15; и микроструктура стального листа включает 50-80% ферритной фазы и 20-50% мартенситной фазы относительно площади всей микроструктуры, остальное является фазой бейнита и/или фазой остаточного аустенита, средний размер зерна фазы феррита и фазы мартенсита составляет 0,5-3,0 мкм для каждой, причем отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита (средний размер зерна фазы феррита/средний размер зерна фазы мартенсита) составляет 0,5-5,0.
Второй аспект настоящего изобретения заключается в способе изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, пригодного для химической конверсионной обработки, включающем горячую прокатку стального сляба с компонентами композиции в соответствии с первым аспектом, с последующим декапированием, термообработкой при 400-700°C в течение 0,5-10 часов, холодной прокаткой и отжигом, в котором:
отжиг проводят так, чтобы на стадии нагрева максимальная конечная точка отжига составляла 760-860°C, и стальной лист выдерживают в диапазоне температур от температуры ниже на 50°С максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры, в течение 50-100 секунд, и последующую стадию охлаждения проводят со средней скоростью охлаждения 5-50°C/сек.
Третий аспект настоящего изобретения заключается в способе изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, пригодного для химической конверсионной обработки, в соответствии со вторым аспектом, дополнительно включающим перестаривание при 150-350°C в течение 400 секунд или менее, через период времени или непосредственно после стадии охлаждения при отжиге.
Положительный эффект изобретения
Настоящее изобретение позволяет стабильно изготавливать высокопрочный холоднокатаный стальной лист с пределом прочности (TS) 980 МПа или более, что очень хорошо подходит для химической конверсионной обработки. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, полученный настоящим изобретением, может быть соответствующим образом использован в качестве структурных деталей автомобилей, в качестве материалов для деталей бампера и т.д.
Осуществление изобретения
Настоящее изобретение будет подробно описано ниже.
Во-первых, будут описаны причины ограничения компонентов композиции стального листа в вышеуказанных диапазонах. Следует отметить, что содержания каждого элемента приведено в % масс., если не указано иное.
C: 0,05-0,1
Углерод (C) является элементом, стабилизирующим аустенит, который влияет на долю площади мартенситной фазы, полученной из фазы аустенита, и твердость стали. При содержании углерода в стали менее 0,05% происходит чрезмерное формирование фазы феррита, что затрудняет обеспечение необходимой прочности. С другой стороны, когда содержание C превышает 0,1%, происходит чрезмерное формирование фазы мартенсита, что затрудняет равномерное диспергирование мелкозернистой мартенситной фазы. Таким образом ухудшается химическая конверсионная обработка. Кроме того, значительно ухудшается свариваемость точечной сваркой. Соответственно, содержание C в стали должно составлять 0,05-0,1%.
Si: 0,05-0,45%
Кремний (Si) является элементом, способствующим увеличению прочности стали упрочнением твердого раствора ферритной фазы. Кремний, однако, обладает эффектом, способствующим формированию ферритной фазы при непрерывном охлаждении после холодной прокатки и отжига и выдержки. Поэтому, когда содержание Si, добавленного в сталь, превышает 0,45%, чрезмерно формируется фаза феррита, что затрудняет обеспечение необходимой прочности стали. Кроме того, количество кремния, концентрированное на поверхности стального листа, увеличивается, что приводит к ухудшению химической конверсионной обработки. С другой стороны, содержание Si менее 0,05% приводит к снижению формирования ферритной фазы, так что чрезмерно формируется фаза мартенсита. Таким образом, затрудняется равномерное диспергирование мелкозернистой мартенситной фазы, что приводит к ухудшению химической конверсионной обработки. Соответственно, содержание Si в стали должно составлять 0,05-0,45%.
Mn: 2,5-3,5
Марганец (Mn) является элементом, стабилизирующим аустенит, способствующим увеличению прочности стали подавлением выделения карбида при охлаждении после отжига и формированием соответствующего количества мартенситной фазы из фазы аустенита. Содержание Mn, добавленного в сталь, должно составлять 2,5% или более для достижения вышеуказанного эффекта. С другой стороны, когда содержание Mn, добавленного в сталь, превышает 3,5%, чрезмерно увеличивается закаливаемость, что приводит к увеличению доли площади мартенситной фазы. Таким образом, затрудняется равномерное диспергирование мелкозернистой мартенситной фазы. Соответственно, содержание марганца в стали должно составлять 2,5-3,5%.
Al: 0,01-0,08
Алюминий (Al) является элементом, полезным в качестве раскислителя стали, и содержание Al, добавленного в сталь, должно составлять 0,01% или более. С другой стороны, когда содержание Al превышает 0,08%, возрастает количество включений, таких как оксид алюминия, в поверхностной части стального листа, что приводит к снижению изгибаемости стального листа. Кроме того, избыток Al на поверхности стального листа ухудшает химическую конверсионную обработку, коррозионную стойкость и свариваемость стали. Соответственно, содержание алюминия в стали должно составлять 0,01-0,08.
P: 0,05 или менее
Хотя большое количество фосфора (P) ухудшает свариваемость точечной сваркой, приемлемым содержанием фосфора в стали является 0,05% или менее. Соответственно, содержание фосфора в стали должно быть равным 0,05% или менее. Следует отметить, что чрезмерно низкое содержание Р снижает эффективность производства стали, что приводит к высокой стоимости. Нижний предел содержания P предпочтительно составляет около 0,01%.
S: 0,0050 или менее
Сера (S) образует сульфидное включение, такое как MnS. MnS деформируется за счет удлинения при холодной прокатке, являясь начальной точкой трещины, так что технологичность стали снижается. Таким образом, содержание MnS предпочтительно уменьшают как можно больше, хотя приемлемым является содержание до 0,0050%. Соответственно, содержание S в стали должно быть 0,0050% или менее. Следует отметить, что чрезмерное снижение содержания S технически затруднено, что включает увеличение стоимости обессеривания в производстве стали и некоторое снижение производительности. Таким образом, нижний предел содержания S предпочтительно составляет 0,0001%. N: 0,01 или менее.
Азот (N) является элементом, который влияет на старение стали, поэтому содержание N предпочтительно является низким. В частности, когда содержание N в стали превышает 0,01%, происходит значительные деформационное старение. Соответственно, содержание N должно быть 0,01% или менее. Следует отметить, что чрезмерное сокращение содержания N включает увеличение стоимости денитрификации и снижение производительности при производстве стали. Таким образом, нижний предел содержания N предпочтительно составляет 0,0001%.
Nb: 0,02-0,1
Ниобий (Nb) выделяется в виде карбида, такого как NbC, с подавлением укрупнения кристаллического зерна при отжиге и вносит вклад в измельчение кристаллического зерна и гомогенизацию микроструктуры ферритной фазы и мартенситной фазы. Содержание Nb, добавленного к стали, составляет 0,02% или более, чтобы достичь вышеуказанного эффекта. С другой стороны, содержание Nb, превышающее 0,1%, может вызвать эффект насыщения, что является довольно невыгодным с точки зрения стоимости сплава. Кроме того, увеличиваются твердость горячекатаного листа и давление при прокатке, соответственно, производительность снижается. Соответственно, содержание Nb в стали должно составлять 0,02-0,1%.
Ti: 0,001-0,05
Как и в случае Nb, титан (Ti) выделяется в виде карбида, такого как TiC, подавляет укрупнение кристаллического зерна при отжиге и способствует измельчению и гомогенизации кристаллического зерна ферритной фазы и мартенситной фазы. В частности, титан подавляет рост зерна на стадии нагрева горячей прокатки сляба, способствуя тем самым измельчению/гомогенизации конечной микроструктуры. Содержание Ti, добавленного к стали, составляет 0,001% или более для достижения вышеуказанного эффекта. С другой стороны, содержание Ti, превышающее 0,05%, может вызвать эффект насыщения. Соответственно, содержание Ti в стали должно составлять 0,001-0,05%.
Таким образом, компоненты композиции в соответствии с настоящим изобретением были описаны выше. Следует отметить, что в данном изобретении важно, чтобы не только каждый компонент удовлетворял вышеуказанному диапазону, но также отношение Si/Mn было доведено до соответствующего значения.
Отношение Si/Mn: 0,02-0,15
Кремний содержится в стали для обеспечения заданного количества мягкой ферритной фазы, что способствует хорошей пластичности. Тем не менее, в стали с добавленным Si, кремний является окисляемым элементом, концентрируется на поверхности стального листа, в виде SiO2 при отжиге. Оксид кремния (SiO2) на поверхности стального листа ингибирует адсорбцию коллоидов Ti при кондиционировании поверхности на стадии предварительной обработки для окраски и травления стального листа при формировании химического конверсионного покрытия. Аналогично Mn также концентрируется на поверхности стального листа; однако он имеет меньшее влияние на химическую конверсионную обработку, чем Si. Для сталей, содержащих чрезмерное количество Si, трудно подавить формирование SiO2 на поверхности стального листа. Однако при содержании Si в вышеуказанном диапазоне 0,05-0,45%, отношение Si/Mn, равное 0,15 или менее, приводит к преобладающей концентрации Mn, более высокой, чем концентрация Si на поверхности стального листа. Соответственно, эффект SiO2, образующегося на поверхности стального листа, снижается. Таким образом, химическая конверсионная обработка может быть улучшена. Отношение Si/Mn предпочтительно является небольшим. Однако для достижения отношения Si/Mn менее 0,02 требуется избыточное добавление Mn или чрезмерное снижение содержания Si, что приводит к увеличению затрат. Соответственно, отношение Si/Mn должно находиться в диапазоне 0,02-0,15, предпочтительно в диапазоне 0,05-0,10.
В стальном листе настоящего изобретения компонентами, отличными от вышеуказанных компонентов, являются железо (Fe) и неизбежные примеси. Следует отметить, что другие компоненты, отличные от вышеуказанных компонентов, могут присутствовать, если они не будут негативно влиять на эффекты настоящего изобретения.
Далее будут описаны причины ограничения микроструктуры стали стального листа настоящего изобретения вышеуказанными диапазонами.
Доля площади ферритной фазы во всей микроструктуре: 50-80%
Ферритная фаза является мягкой и способствует хорошей пластичности. Когда доля площади ферритной фазы во всей микроструктуре составляет менее 50%, доля площади твердой фазы мартенсита является относительно высокой, так что прочность стали чрезмерно увеличена. Таким образом, трудно обеспечить достаточное относительное удлинение стали. С другой стороны, доля площади более 80% затрудняет обеспечение необходимой прочности. Соответственно, доля площади ферритной фазы в стали во всей микроструктуре стали должна находиться в диапазоне 50-80%.
Доля площади мартенситной фазы во всей микроструктуре: 20-50%
Мартенситная фаза способствует высокой прочности стали. Когда доля площади мартенситной фазы во всей микроструктуре составляет менее 20%, доля площади мягкой фазы феррита является относительно высокой, что затрудняет обеспечение необходимой прочности. С другой стороны, когда доля площади превышает 50%, прочность стали избыточно увеличивается, что приводит к снижению технологичности. Соответственно, доля площади мартенситной фазы в стали во всей микроструктуре должна находиться в диапазоне 20-50%.
Остальная микроструктура, отличная от вышеуказанной ферритной фазы и мартенситной фазы, включает фазу бейнита и фазу остаточного аустенита. Фаза бейнита и фаза остаточного аустенита предпочтительно являются небольшими для получения мелкозернистой и однородной микроструктуры, состоящей из ферритной фазы и мартенситной фазы.
В частности, при перестаривании после прекращения охлаждения, превращение бейнита, полученного из фазы аустенита, сопровождается проходящим утолщением углерода в аустените. Таким образом, окончательно формируется фаза остаточного аустенита. Фаза остаточного аустенита обладает эффектом повышения пластичности путем деформационного превращения. Для получения мелкозернистой и однородной микроструктуры с ограниченным изменением концентрации Si, Mn, и даже C, микроструктура предпочтительно состоит в основном из ферритной фазы и мартенситной фазы. Фаза бейнита и фаза остаточного аустенита составляющие более 5% доли площади всей микроструктуры свидетельствует о наличии твердой фазы с высокой концентрацией углерода. Таким образом, трудно получить мелкозернистую и однородную микроструктуру. Соответственно, фаза бейнита и/или фаза остаточного аустенита предпочтительно составляет 5% или менее, или, альтернативно, 0%, доли площади всей микроструктуры.
Средний размер зерна фазы феррита: 0,5-3,0 мкм
Для получения мелкозернистой и однородной микроструктуры, которая является полезной для улучшения химической конверсионной обработки, средний размер зерна фазы феррита предпочтительно должен быть как можно меньше. Однако чрезмерное измельчение зерна связано с трудностями с точки зрения затрат и способов достижения этого. Соответственно, средний размер зерна составляет 0,5 мкм или более. С другой стороны, когда зерно феррита укрупняется до среднего размера зерна более 3,0 мкм, мартенситная фаза локализуется в ферритной фазе, включающей укрупненное кристаллическое зерно. Кроме того, когда две фазы, аустенитная фаза и ферритная фазы, разделяются во время отжига и охлаждения, объемное распределение кремния выше в ферритной фазе, чем в аустенитной фазе. По этой причине, когда ферритная фаза, включающая укрупненное кристаллическое зерно, присутствует в конечной микроструктуре, концентрация Si меняется и химическая конверсионная обработка ухудшается. Соответственно, средний размер зерна фазы феррита должен быть в диапазоне 0,5-3,0 мкм.
Средний размер зерна фазы мартенсита: 0,5-3,0 мкм
Как и в случае ферритной фазы, средний размер зерна фазы мартенсита предпочтительно должен быть как можно меньше. Однако чрезмерное измельчение зерна связано с трудностями с точки зрения затрат и способов достижения этого. Соответственно, средний размер зерна составляет 0,5 мкм или более. С другой стороны, когда зерно мартенсита укрупняется до среднего размера зерна более 3,0 мкм, локализуется фаза мартенсита, включающая укрупненное кристаллическое зерно. Когда мартенситная фаза, включающая укрупненное кристаллическое зерно, присутствует в конечной микроструктуре, концентрация Si также меняется и химическая конверсионная обработка ухудшается. Соответственно, средний размер зерна фазы мартенсита должен находиться в диапазоне 0,5-3,0 мкм.
Отношение средних размеров зерна фазы феррита и фазы мартенсита (средний размер зерна фазы феррита/средний размер зерен фазы мартенсита): 0,5-5,0
Мелкозернистая и однородная микроструктура с ограниченным изменением концентрации Si, Mn и даже C является эффективной для улучшения химической конверсионной обработки. Как было указано выше, хотя кристаллическое зерно ферритной фазы и мартенситной фазы является мелкодисперсным, микроструктура не всегда однородна, когда средний размер зерна ферритной фазы значительно отличается от среднего размера зерна мартенситной фазы. Когда отношение среднего размера зерна феррита фазы к среднему размеру зерна мартенситной фазы составляет менее 0,5, кристаллическое зерно ферритной фазы является мелкодисперсным, тогда как кристаллическое зерно мартенситной фазы являются укрупненным. Когда отношение более 5,0, кристаллическое зерно ферритной фазы является укрупненным, а кристаллическое зерно фазы мартенсита является мелкодисперсным. В любом случае, наличие фаз с различным распределение концентрации Si, Mn и даже C приводит к микроструктуре, которая является неблагоприятной для химической конверсионной обработки. Соответственно, отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита должно составлять 0,5-5,0, предпочтительно 0,8-2,0.
Далее будет описан способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения.
Во-первых, изготавливают сляб с компонентами композиции, которые описаны выше. Сляб может быть изготовлен отливкой тонкого сляба или слитка, однако предпочтительно изготавливается методом непрерывного литья для уменьшения сегрегации.
Затем, изготовленный сляб нагревают. Температура нагрева сляба предпочтительно составляет 1100°C и более. В частности, верхний предел температуры нагрева сляба предпочтительно составляет 1300°С с точки зрения снижения образования окалины и снижения удельного потребления энергии.
Сляб нагревают, как описано выше, подвергают горячей прокатке, включая черновую и чистовой прокатку. Условия черновой прокатки специально упоминать необязательно, и черновая прокатка может быть выполнена обычными способами. Температура подачи в чистовую клеть при чистовой прокатке предпочтительно составляет 850°C или более, чтобы избежать образования ламинарной структуры, состоящей из феррита, перлита и других. В частности, верхний предел температуры подачи в чистовую клеть предпочтительно составляет 950°C для сокращения образования окалины и получения более мелкозернистой и более однородной микроструктуры путем подавления укрупнения кристаллического зерна.
Температура намотки после горячей прокатки предпочтительно должна составлять 450-650°C для холодной прокатываемости и качества поверхности. После поддержания необходимой температуры намотки осуществляют декапирование, удаляя таким образом оксиды с поверхности. Декапирование может быть выполнено общепринятыми способами.
Условия нагрева: 400-700°C, 0,5-10 часов
Затем проводят термообработку полученного горячекатаного листа. Термообработка после горячей прокатки является важным процессом для достижения превосходной химической конверсионной обработки холоднокатаного стального листа, полученного последующей холодной прокаткой и отжигом. Термообработка включает следующие стадии:
(a) устранение неоднородной структуры зоны, получающейся сегрегацией P и Mn в зависимости от конечной температуры горячей прокатки, скорости охлаждения, температуры намотки и т.д., и
(b) дополнительное устранение локализации элементов изготовлением горячекатаного листа с фазами феррита, бейнита, мартенсита и перлита с различным объемным распределением C, Si и Mn, в которых элементы распределены неравномерно, имеющим микроструктуру, состоящую в основном из феррита и цементита, обеспечивая тем самым равномерное распределение C, Si и Mn.
В данном случае, когда температура нагрева при вышеуказанной термообработке ниже 400°C или когда время выдержки составляет менее 0,5 часов, микроструктура горячекатаного листа меняется незначительно. Соответственно, сохраняется фазовый состав и не могут быть устранены изменения концентрации элемента, так что элементы, такие как Si, остаются распределенными неравномерно. Таким образом, переход и рекристаллизация проходят неравномерно в процессе термообработки после холодной прокатки. По этой причине, полученная конечная микроструктура имеет неоднородную структуру смешанного зерна, включающую укрупненное зерно и мелкодисперсное зерно. Соответственно, не может быть улучшена химическая конверсионная обработка. С другой стороны, температура нагрева, превышающая 700°C, приводит к фазе перлита и мартенситной фазе, которые получаются из аустенитной фазы и ферритной фазы в микроструктуре, полученной после термообработки. Таким образом, такие элементы, как Si, распределены неравномерно и гомогенизации не получается. По этой причине, конечная микроструктура имеет неоднородную структуру смешанного зерна, включающую укрупненное зерно и мелкодисперсное зерно. Соответственно, не может быть улучшена химическая конверсионная обработка. Время выдержки, превышающее 10 часов, является приемлемым, но приводит к снижению производительности. Соответственно, температура нагрева при термообработке после горячей прокатки должна составлять 400-700°C, тогда как время выдержки должно составлять 0,5-10 часов.
Проводят холодную прокатку горячекатаного листа, полученного термообработкой, как описано выше. Условия холодной прокатки не обязательно специально указывать, т.к. холодная прокатка может быть выполнена обычными способами. Толщина стального листа настоящего изобретения, предпочтительно составляет около 0,8-1,6 мм. Затем полученный таким образом холоднокатаный лист отжигают при следующих условиях.
Максимальная конечная температура: 760-860°C
Когда максимальная конечная температура отжига ниже 760°C, доля площади ферритной фазы при выдержке и отжиге является чрезмерно высокой, что затрудняет обеспечение необходимой прочности. При этом элементы C, Si, Mn и P, добавленные в сталь, диффундируют недостаточно. Кроме того, микроструктура с неравномерной концентрацией C, Si, Mn и P формируется после отжига под влиянием фаз перлита бейнита, и мартенсита, образующихся после горячей прокатки. Таким образом, большое количество мартенситных фаз различной твердости и размера рассеяны, что приводит к ухудшению химической конверсионной обработки.
С другой стороны, максимальная конечная температура, превышающая 860°C, увеличивает долю площади аустенитной фазы при выдержке и отжиге, что приводит к снижению доли площади ферритной фазы после охлаждения и перестаривания и увеличивает долю площади мартенситной фазы. Полученная таким образом сталь обладает чрезмерной прочностью, что затрудняет обеспечение достаточного относительного удлинения. Когда стальной лист нагревают до высокой температуры диапазона однофазного аустенита, превышающей 860°C, концентрация C, Si, Nn и P является равномерной, однако зерно аустенита чрезмерно укрупняется. Это приводит к увеличению мартенситной фазы, включающей укрупненное кристаллическое зерно в материале после конечного отжига, и химическая конверсионная обработка материала после конечного отжига, соответственно, ухудшается. Таким образом, для достаточной диффузии элементов компонентов, содержащихся в стали, для получения мелкодисперсной и однородной микроструктуры максимальная конечная температура отжига должна составлять 760-840°C, более предпочтительно 780-860°C.
Время пребывания стального листа (продолжительность, в течение которой стальной лист сохраняется) в диапазоне температур от температуры на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева: 50-100 секунд
Когда время пребывания стального листа при температуре на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева более 100 секунд, кристаллическое зерно укрупняется. Это затрудняет получение мелкокристаллического зерна. В случае когда время пребывания менее 50 секунд, недостаточная рекристаллизация после холодной прокатки приводит к смешанной структуре зерна, включающей удлиненное зерно феррита и мелкодисперсное зерно феррита, формируемой рекристаллизацией, так что ухудшается химическая конверсионная обработка. Соответственно, время пребывания стального листа при температуре на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева должно составлять 50-100 секунд.
Вышеуказанный контролируемый диапазон температур нагрева ограничен диапазоном от температуры ниже на 50°C температуры максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры, так как интервал температур от температуры ниже на 50°C максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры имеет большое влияние на неполную рекристаллизацию или образование смешанной структуры зерна.
Средняя скорость охлаждения: 5-50°C/сек
Средняя скорость охлаждения на стадии охлаждения является средней скоростью охлаждения, начиная с максимальной конечной температуры до 350°C или ниже. Когда средняя скорость охлаждения составляет менее 5°C/сек, при охлаждении образуется чрезмерное количество ферритной фазы, так что трудно обеспечить необходимую прочность. В случаях когда средняя скорость охлаждения превышает 50°C/сек, чрезмерно высокая закаливаемость приводит к чрезмерному образованию фазы мартенсита и подавлению образования фазы феррита, что затрудняет получение мелкодисперсной и однородной микроструктуры. Таким образом, средняя скорость охлаждения на стадии охлаждения должна составлять 5-50°C/сек, предпочтительно 10-40°C/сек. Охлаждение предпочтительно осуществляют газовым охлаждением. Кроме того, могут быть использованы охлаждение туманом, охлаждающий барабан, водяное охлаждение или их любая комбинация.
В настоящем изобретении через некоторое время или сразу после вышеуказанного охлаждения может быть дополнительно выполнено перестаривание.
Условия перестаривания: 150-350°C, 400 секунд или менее
Когда температура перестаривания выше 350°C, образуется небольшое количество фазы мартенсита, в то время как фаза бейнита или фаза остаточного аустенита формируется чрезмерно, в результате чего трудно добиться необходимой прочности. Температура перестаривания может быть ниже 150°C, но в этом случае требуется оборудование для охлаждения чрезмерной мощности, тем самым увеличивая издержки и снижая производительность труда. Соответственно, температура перестаривания предпочтительно находится в диапазоне 150-350°C. Когда время перестаривания превышает 400 секунд, чрезмерно формируются фаза бейнита или фаза остаточного аустенита, так что доля мартенситной фазы уменьшается. Соответственно, время перестаривания предпочтительно составляет 400 секунд или менее.
Дополнительно при необходимости может быть проведена дрессировка полученного таким образом стального листа.
Примеры
Каждый образец стали с соответствующими компонентами композиции, представленной в таблице 1, выплавляют для получения сляба. Слябы нагревают до 1200°C, проводят их горячую прокатку при температуре подачи в чистовую клеть 900°C, охлаждают сразу же после прокатки со скоростью 50°C/сек, намотку при 550°C и затем декапируют соляной кислотой. После этого полученные таким образом горячекатаные листы подвергают термообработке при условиях, указанных в таблице 2. После холодной прокатки листы подвергают отжигу при условиях, указанных в таблице 2, с последующим перестариванием при необходимости. Таким образом изготавливают образцы холоднокатаного стального листа. Микроструктуру стали полученных таким образом холоднокатаных стальных листов анализируют, и результаты также приведены в таблице 2. Кроме того, анализируют механические свойства и пригодность к химической конверсионной обработке каждого холоднокатаного стального листа, и результаты представлены в таблице 3.
Здесь, микроструктуру стали, механические свойства и пригодность к химической конверсионной обработке каждого холоднокатаного стального листа определяют следующим образом.
(1) Микроструктура стали
Определяют микроструктуру стали и доли площади соответствующих фаз во всей микроструктуре измеряют, как описано ниже.
Во-первых, сечение стального листа каждого стального листа, вырезанное в положении ×1/4 толщины вдоль направления прокатки стального листа, изучают с помощью оптического микроскопа. Изучение проводят с N=5 (т.е. с пятью полями наблюдения). Площадь, занимаемая каждой фазой в каждом из 100×100 мкм квадратов произвольно выбранных анализом изображения, определяют с использованием каждой 1000×микрофотографии микроструктуры. В частности, образцы травят смешанным раствором, содержащим 3% масс. пикраля и 3% масс. пиросульфита натрия. Области черного цвета определяются как ферритная фаза, и другие области определяются как соответствующие сумме фазы мартенсита, фазы бейнита и фазы остаточного аустенита, долю площади ферритной фазы находят с помощью микрофотографии микроструктуры.
Далее проводят травление ниталем. Область, где наблюдается карбид, определяется как фаза бейнита, и гладкая область определяется как соответствующая сумма мартенситной фазы и фазы остаточного аустенита с помощью SEM микрофотографии микроструктуры поперечного сечения 5000×SEM, для определения доли площади фазы бейнита.
Кроме того, для того чтобы отличить мартенситную фазу от фазы остаточного аустенита, определяют объемную долю фазы остаточного аустенита методом рентгеновской дифрактометрии с использованием Мо К-альфа излучения. В частности, объемную долю фазы остаточного аустенита рассчитывают на основе интенсивностей пиков граней (211) и (220) аустенитной фазы и граней (200) и (220) ферритной фазы с использованием образца стального листа и анализа, в качестве определения на поверхности, его поверхности в непосредственной близости к положению 1/4 глубины в направлении толщины листа. Объемная доля фазы остаточного аустенита определяется как доля площади фазы остаточного аустенита. Между тем долю площади фазы мартенсита находят вычитанием вышеуказанной доли площади фазы остаточного аустенита из общей доли площади мартенситной фазы и фазы остаточного аустенита.
Средний размер зерна фазы феррита и фазы мартенсита определяют в соответствии с номинальным измерением размера зерна с использованием квадратуры. Измерение проводят с N=5 (т.е. с пятью полями наблюдения). После травления ниталем площадь (V), занимаемую каждой фазой в каждом квадрате 20x20 мкм произвольно выбранных для анализа изображения, определяют и считают число (n) каждой фазы на площади с использованием SEM микрофотографии микроструктуры поперечного сечения с 5000×SEM. Таким образом, рассчитывают среднюю площадь зерна (a=V/N) для окончательного определения размера зерна (d=√a).
(2) Прочностные испытания
Испытания на растяжение проводят в соответствии с JIS Z 2241 для оценки прочностных характеристик образца No 5, приготовленного в соответствии с JIS Z 2201 в продольном (растяжение) направлении, ортогональном к направлению прокатки. Прочностные характеристики оценивают с использованием TS×El, и значение равное 16000 мПа или более оценивается как удовлетворительное
(3) Свойства при раздаче отверстия
Свойства при раздаче отверстия оценивают в соответствии со стандартом Японской федерации черной металлургии JFS Т 1001. Отверстие с начальным диаметром d0=10 мм просекают в каждом образце. Конический пробойник с углом при вершине 60° запрессовывают в отверстие до проникновения трещин через толщину листа. Диаметр d пробойника после проникновения трещин измеряют для расчета степени раздачи отверстия λ(%)={(d-d0)/d0}×100. Стальные листы, обозначенные тем же номером образца, тестируют три раза для вычисления среднего значения степени раздачи отверстия, и оценку проводят с использованием среднего значения. Свойства при раздаче отверстия оценивают TS×λ, и полученное значение TS×λ, равное 29000 мПа или более, оценивают как удовлетворительное.
(4) Пригодность к химической конверсионной обработке
Средство для обработки поверхности (5N-10) и химической конверсионной обработки (SD2800), оба производства Nippon Paint Co, Ltd, используют для химической конверсионной обработки образцов 75 мм×150 мм фосфатом цинка. После этого проводят электроосаждение покрытия толщиной 25 мкм (краска: V-50 черная) Каждый образец обрезают ножевой рамой для получения двух разрезов длиной 100 мм и погружают в 5% масс. жидкий раствор NaCl при 50°C в течение 240 часов. Потом клейкую ленту накладывают на разрезы и отделяют, измеряя тем самым ширину отслоившегося химического конверсионного покрытия.
При оценке пригодности к химической конверсионной обработке, как указано в последующей таблице, символ "+" означает, что следующие условия соблюдены и символ "-" означает, что условия недостаточно соблюдены.
(a) Размер кристаллического зерна химического конверсионного покрытия: 2-10 мкм
(b) Вес покрытия: 1,8-2,6 г/м2
(c) Максимальная ширина отслоения: 2,5 мм или менее
(d) Поверхность стального листа полностью покрыта химических конверсионным покрытием с участком без покрытия или слишком тонким слоем
Определение микроструктуры проводят 1000×SEM для измерения размера кристаллического зерна каждого химического конверсионного покрытия методом секущих. Вес покрытия определяют растворением химического конверсионного покрытия после химической конверсионной обработки и сравнением веса до и после растворения. Кроме того, наличие дефектов или слишком тонкой части химического конверсионного покрытия может быть установлено определением микроструктуры 1000×SEM.
| Таблица 1 | |||||||||||
| Тип стали | Компоненты композиции (% масс.) | Si/Mn отношение | Примечание | ||||||||
| C | Si | Mn | Al | P | S | N | Nb | Ti | |||
| A | 0,065 | 0,30 | 3,4 | 0,055 | 0,025 | 0,0012 | 0,0040 | 0,050 | 0,030 | 0,09 | Сталь изобретения |
| B | 0,085 | 0,20 | 3,0 | 0,050 | 0,018 | 0,0015 | 0,0045 | 0,045 | 0,015 | 0,07 | Сталь изобретения |
| C | 0,075 | 0,25 | 3,2 | 0,035 | 0,028 | 0,0019 | 0,0040 | 0,050 | 0,020 | 0,08 | Сталь изобретения |
| D | 0,095 | 0,15 | 2,6 | 0,040 | 0,016 | 0,0015 | 0,0035 | 0,060 | 0,025 | 0,06 | Сталь изобретения |
| E | 0,085 | 0,20 | 3,1 | 0,045 | 0,019 | 0,0018 | 0,0045 | 0,045 | 0,015 | 0,06 | Сталь изобретения |
| F | 0,085 | 0.80 | 3,1 | 0,045 | 0,022 | 0,0022 | 0,0045 | 0,040 | 0,010 | 0.26 | Сталь сравнения |
| G | 0,070 | 0,05 | 3,5 | 0,050 | 0,022 | 0,0015 | 0,0040 | 0,045 | 0,010 | 0.01 | Сталь сравнения |
| H | 0,095 | 0,44 | 2,6 | 0,040 | 0,015 | 0,0012 | 0,0045 | 0,055 | 0,025 | 0.17 | Сталь сравнения |
| *) Подчеркивание означает "вне соответствующего диапазона" |
| Таблица 2 | |||||||||||||||
| № | Тип стали | Условия нагрева | Условия отжига | Условия перестаривания | Микроструктура стали | Примечание | |||||||||
| Темп. нагрева, (°С) | Время выдержки (ч) | Макс. конечн. темп.(°C) | Время*2 присутствия стального листа (сек) | Средняя*3 скорость охлаждения (°C/сек) | Темп. перестаривания (°C) | Время перестаривания (сек) | Фаза феррита | Фаза мартенсита | Остальная структ.*4 | Отношение среднего*5 размера зерна | |||||
| Доля площади (%) | Средний размер зерна (мкм) | Доля площади (%) | Средний размер зерна (мкм) | Доля площади (%) | |||||||||||
| 1 | A | 600 | 4 | 810 | 55 | 8 | 300 | 360 | 75 | 1,9 | 22 | 1,8 | 3 | 1,1 | Пример изобретения |
| 2 | B | 620 | 3 | 820 | 60 | 15 | 320 | 270 | 65 | 2,3 | 33 | 2,1 | 2 | 1,1 | Пример изобретения |
| 3 | C | 640 | 2 | 815 | 90 | 25 | 340 | 180 | 63 | 2,5 | 34 | 2,4 | 3 | 1,0 | Пример изобретения |
| 4 | D | 540 | 1 | 835 | 80 | 10 | 290 | 260 | 70 | 2,4 | 28 | 2,1 | 2 | 1,1 | Пример изобретения |
| 5 | E | 560 | 4 | 805 | 70 | 15 | 270 | 300 | 72 | 1,8 | 25 | 1,6 | 3 | 1,1 | Пример изобретения |
| 6 | F | 550 | 2 | 840 | 60 | 10 | 250 | 360 | 83 | 2,6 | 14 | 2,2 | 3 | 1,2 | Сравнительный пример |
| 7 | A | 300 | 4 | 830 | 70 | 20 | 220 | 260 | 71 | 3,4 | 27 | 2,0 | 2 | 1,7 | Сравнительный пример |
| 8 | A | 800 | 3 | 810 | 90 | 30 | 180 | 300 | 64 | 4,6 | 34 | 2,3 | 2 | 2.0 | Сравнительный пример |
| 9 | B | 600 | 0,1 | 820 | 60 | 45 | 200 | 320 | 61 | 3,3 | 36 | 2,0 | 3 | 1,7 | Сравнительный пример |
| 10 | C | 620 | 4 | 740 | 70 | 25 | 300 | 280 | 85 | 1,9 | 11 | 1,0 | 4 | 1,9 | Сравнительный пример |
| 11 | C | 580 | 3 | 900 | 60 | 15 | 330 | 240 | 44 | 6,5 | 54 | 6,3 | 2 | 1,0 | Сравнительный пример |
| 12 | D | 560 | 2 | 830 | 15 | 10 | 270 | 200 | 70 | 5,7 | 28 | 1,1 | 2 | 5,2 | Сравнительный пример |
| 13 | D | 520 | 1 | 800 | 150 | 15 | 280 | 160 | 68 | 7,4 | 29 | 3,6 | 3 | 2,1 | Сравнительный пример |
| 14 | E | 560 | 4 | 815 | 80 | 2 | 180 | 340 | 83 | 2,5 | 13 | 2,2 | 4 | 1,1 | Сравнительный пример |
| 15 | E | 540 | 3 | 825 | 60 | 80 | 250 | 300 | 35 | 2,0 | 61 | 2,4 | 4 | 0,8 | Сравнительный пример |
| 16 | E | 600 | 2 | 800 | 70 | 25 | 420 | 260 | 71 | 1,9 | 18 | 1,8 | 11 | 1,1 | Сравнительный пример |
| 17 | E | 520 | 1 | 790 | 60 | 15 | 280 | 600 | 78 | 1,8 | 15 | 1,5 | 7 | 1,2 | Сравнительный пример |
| 18 | E | 560 | 2 | 810 | 70 | 15 | - | - | 64 | 2,2 | 33 | 2,0 | 3 | 1,1 | Пример изобретения |
| 19 | E | 520 | 3 | 790 | 80 | 10 | - | - | 70 | 2,5 | 27 | 2,3 | 3 | 1,1 | Пример изобретения |
| 20 | G | 500 | 2 | 780 | 70 | 10 | 300 | 150 | 62 | 2,1 | 36 | 1,9 | 2 | 1,1 | Сравнительный пример |
| 21 | Н | 480 | 2 | 820 | 60 | 15 | 300 | 200 | 72 | 2,3 | 26 | 2,1 | 2 | 1,1 | Сравнительный пример |
| *1 Подчеркивание означает "вне соответствующего диапазона" *2 Время присутствия стального листа в диапазоне температур от температуры на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева *3 Средняя скорость охлаждения на стадии охлаждения от максимальной конечной температуры до 350°C или ниже *4 Фаза бейнита и/или фаза остаточного аустенита *5 Отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита (средний размер зерна фазы феррита/средний размер зерна фазы мартенсита) |
| Таблица 3 | ||||||||||||||
| № | Тип стали | Механические свойства | Пригодность для химической конбверсионной обработки | Примечание | ||||||||||
| Толщина листа (мм) | YP (МРа) | TS (МРа) | E1 (%) | λ(%) | TS×El (МРа·%) | TS×λ (МРа·%) | Средний размер зерна химического конверсионного покрытия (мкм) | Вес покрытия (г/м2) | Максимальная ширина отслаивания (мм) | Химическое конверсионное покрытие с дефектами/тонки ми участками | Удовл./Неуд. | |||
| 1 | А | 1,4 | 640 | 990 | 17,7 | 30 | 17523 | 29700 | 5,8 | 2,1 | 1,9 | нет | + | Пример изобретения |
| 2 | В | 1,6 | 650 | 1030 | 16,0 | 33 | 16480 | 33990 | 4,2 | 2,2 | 1,5 | нет | + | Пример изобретения |
| 3 | С | 1,2 | 650 | 1050 | 15,8 | 33 | 16590 | 34650 | 4,0 | 2,4 | 1,6 | нет | + | Пример изобретения |
| 4 | D | 0,8 | 640 | 1010 | 16,3 | 32 | 16463 | 32320 | 5,2 | 2,3 | 1,8 | нет | + | Пример изобретения |
| 5 | Е | 1,0 | 650 | 1000 | 16,5 | 32 | 16500 | 32000 | 4,8 | 2,2 | 1,5 | нет | + | Пример изобретения |
| 6 | F | 1,2 | 540 | 880 | 20,6 | 37 | 18128 | 32560 | 8,3 | 4,1 | 6,5 | да | - | Сравнительный пример |
| 7 | А | 1,4 | 620 | 1020 | 16,2 | 32 | 16524 | 32640 | 4,6 | 2,3 | 3,4 | да | - | Сравнительный пример |
| 8 | А | 1,6 | 630 | 1040 | 15,9 | 34 | 16536 | 35360 | 4,1 | 2,4 | 4,8 | Да | - | Сравнительный пример |
| 9 | В | 1,0 | 640 | 1050 | 15,8 | 34 | 16590 | 35700 | 4,4 | 2,4 | 3,8 | да | - | Сравнительный пример |
| 10 | С | 0,8 | 550 | 850 | 22,2 | 39 | 18870 | 33150 | 9,1 | 4,5 | 3,5 | да | - | Сравнительный пример |
| 11 | С | 1,2 | 710 | 1140 | 14,6 | 23 | 16644 | 26220 | 3,8 | 2,4 | 5,2 | да | - | Сравнительный пример |
| 12 | D | 1,2 | 630 | 1030 | 16,0 | 34 | 16480 | 35020 | 6,5 | 2,3 | 4,4 | Да | - | Сравнительный пример |
| 13 | D | 1,4 | 640 | 1050 | 15,8 | 34 | 16590 | 35700 | 6,8 | 2,3 | 3,2 | да | - | Сравнительный пример |
| 14 | Е | 1,4 | 540 | 870 | 21,8 | 38 | 18966 | 33060 | 8,7 | 4,4 | 6,7 | да | - | Сравнительный пример |
| 15 | Е | 1,6 | 790 | 1230 | 13,6 | 20 | 16728 | 24600 | 3,6 | 2,1 | 5,0 | нет | - | Сравнительный пример |
| 16 | Е | 1,6 | 580 | 900 | 19,2 | 38 | 17280 | 34200 | 7,8 | 4,3 | 3,8 | да | - | Сравнительный пример |
| 17 | Е | 1,2 | 570 | 880 | 19,6 | 38 | 17248 | 33440 | 8,2 | 4,5 | 4,1 | да | - | Сравнительный пример |
| 18 | Е | 1,0 | 640 | 1020 | 16,1 | 32 | 16422 | 32640 | 4,1 | 2,3 | 1,7 | нет | + | Пример изобретения |
| 19 | Е | 0,8 | 650 | 1010 | 16,4 | 33 | 16564 | 33330 | 4,4 | 2,1 | 1,6 | нет | + | Пример изобретения |
| 20 | G | 1,0 | 660 | 1040 | 16,0 | 30 | 16640 | 31200 | 6,7 | 4,4 | 4,2 | да | - | Сравнительный пример |
| 21 | Н | 1,2 | 630 | 1000 | 16,4 | 31 | 16400 | 31000 | 8,5 | 4,8 | 5,5 | да | - | Сравнительный пример |
| *) Подчеркивание означает "вне соответствующего диапазона" |
Таблица 3 показывает, что все холоднокатаные стальные листы настоящего изобретения не только подходят для химической конверсионной обработки, но также имеют предел прочности 980 МПа или более, что даже соответствует значению TSxEl 16000 мПа·% или более и TSxA, 29000 мПа·% или более. Таким образом, баланс между прочностью и технологичностью является удовлетворительным.
С другой стороны, показано, что сравнительные образцы стали уступают в пригодности к химической конверсионной обработке. Сравнительные образцы стали, обозначенные №№6, 10, 14, 16 и 17, имеют низкую долю площади мартенситной фазы, что приводит к низкому уровню прочности. Между тем сравнительные образцы стали, обозначенные №№11 и 15, имеют высокую долю площади мартенситной фазы, однако значение TS·λ, равное 29000 мПа·% или более, не получено ни в одном образце.
В соответствии с настоящим изобретением высокопрочный холоднокатаный стальной лист с пределом прочности (TS) 980 МПа или более, пригодный для химической конверсионной обработки? может быть получен по низким ценам без дорогостоящих легирующих элементов, таких как Cu, Ni, Cr, Мо и V, которые должны содержатся в стали, и без выполнения специальной обработки поверхности стального листа. Это стало возможным контролем Si/Mn отношения и доли площади и среднего размера зерна фазы феррита и фазы мартенсита. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения особенно пригоден для структурных деталей автомобилей, между тем он также может быть соответствующим образом использован в других применениях, таких как строительные материалы или бытовые электроприборы.
1. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, пригодный для химической конверсионной обработки, имеющий состав стали, включающий в мас.%:
| C | 0,05-0,1 |
| Si | 0,05-0,45 |
| Mn | 2,5-3,5 |
| Al | 0,01-0,08 |
| P | 0,05 или менее |
| S | 0,0050 или менее |
| N | 0,01 или менее |
| Nb | 0,02-0,1 |
| Ti | 0,001-0,05 |
| Fe и неизбежные примеси | остальное, |
при этом отношение Si/Mn составляет 0,02-0,15 и
микроструктура стального листа включает долю площади 50-80% ферритной фазы и 20-50% мартенситной фазы относительно площади всей микроструктуры, остальное представляет собой фаза бейнита и/или фаза остаточного аустенита, средний размер зерна каждой из фазы феррита и фазы мартенсита составляет 0,5-3,0 мкм, причем отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита составляет 0,5-5,0.
2. Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, пригодного для химической конверсионной обработки, включающий горячую прокатку стального сляба, имеющего состав стали, указанный в п.1, с последующим декапированием, термообработкой при 400-700°C в течение 0,5-10 часов, холодной прокаткой и отжигом стального листа, при этом отжиг проводят так, чтобы на стадии нагрева максимальная конечная температура отжига составляла 760-860°C, стальной лист выдерживают в диапазоне температур от температуры ниже максимальной конечной температуры на 50°C до максимальной конечной температуры, в течение 50-100 секунд, а последующую стадию охлаждения проводят со средней скоростью охлаждения 5-50°C/сек.
3. Способ по п.2, в котором дополнительно проводят перестаривание при 150-350°C в течение 400 секунд или менее, после или непосредственно после стадии охлаждения при отжиге.
