Холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходной сгибаемостью, и способ его производства
Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению холоднокатаного стального листа, используемого в автомобилестроении, конструкциях зданий, мебели, приборных щитах, бытовой электронике. Лист изготовлен из стали, содержащей компоненты, мас.%: от 0,005 до 0,030 С, 0,05 или менее Si, от 0,10 до 0,35 Мn, 0,025 или менее Р, 0,015 или менее S, 0,0045 или менее N, 0,07 или менее Аl, остальное Fe и неизбежные примеси. Отношение [%Si]/[%Мn] составляет <0,5, диаметр ферритного зерна в стали не превышает 20 мкм, а в ферритной матрице присутствует по меньшей мере 50% выделений цементита и прочность при растяжении стального листа не превышает 325 МПа. Получаемые листы обладают высокой сгибаемостью. 2 н. и 6 з.п. ф-лы, 2 табл., 1 пр.
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу, обладающему превосходной сгибаемостью, подходящему в качестве материала для конструкционных элементов, применяемых в автомобилях, зданиях, мебели, приборных щитах, бытовой электронике и т.п. Настоящее изобретение также относится к способу производства такого холоднокатаного стального листа.
Уровень техники
Благодаря хорошей формуемости, холоднокатаные стальные листы применяются в качестве материала для различных элементов конструкций. Как правило, стальной лист, который является двухмерным объектом, преобразуют прессованием в трехмерную структуру, а затем полученные таким образом трехмерные структуры свариваются в более сложные конструкции. Соответственно, холоднокатаный стальной лист должен обладать хорошей штампуемостью.
Среди нескольких различных способов прессования, связанных со штамповкой, гибка является единственным способом штамповки, при котором нужно тщательно рассматривать распределение деформаций по направлению толщины листа. Отношение к гибке, которая обычно не привлекала слишком большого внимания, становится более строгим, поскольку при штамповке требуется обеспечение все более и более сложных форм. В настоящее время сообщается об увеличивающемся количестве случаев образования в процессе гибки трещин.
Хотя представленное в JP-A 61-124533 изобретение не имеет непосредственной цели улучшить сгибаемость стального листа, оно раскрывает способ производства холоднокатаного стального листа, который обладает превосходными характеристиками формуемости и стойкости к старению благодаря сниженному содержанию С, Mn, Al и N, соответственно, включающий выполнение холодной прокатки со степенью обжатия по меньшей мере в 50% и последующий отжиг с определенными условиями охлаждения и перестаривания после отжига, а также проведение дрессировки с определенной степенью обжатия.
Однако осуществление способа JP-A 61-124533 связано со сложностью, заключающейся в том, что при дрессировке на поверхности получающегося стального листа создаются напряжения, вследствие которых в ходе гибки стального листа проявляются тенденции к образованию на поверхностях трещин, хотя конечный стальной лист обладает относительно хорошей стойкостью к старению.
JP-A 02-267227 раскрывает способ производства обладающего хорошей сгибаемостью холоднокатаного стального листа посредством задания показателей содержания в стали С, Мn, С, О и В и осуществления непрерывной разливки стали при определенных уникальных условиях, горячей прокатки, холодной прокатки и непрерывному отжигу в указанном порядке.
Однако способ JP-A 02-267227 имеет недостаток, заключающийся в том, что для обеспечения контроля размеров MnS, осуществляемого посредством образования большого количества оксидных включений, содержание кислорода в стали должно быть по меньшей мере 60 ч./млн., но такое большое количество оксидных включений вызывает растрескивание в процессе гибки.
JP-A 07-216459 раскрывает технологию производства холоднокатаного стального листа, обладающего превосходными показателями как стойкости к старению, так и формуемости посредством задания определенных величин содержания в стали С, Si, Mn, Р, Аl и N и осуществления горячей прокатки стали, холодной прокатки и непрерывного отжига, включающего быстрое нагревание и быстрое охлаждение стали.
Однако способ JP-A 07-216459 имеет недостаток, заключающийся в том, что слишком быстрое нагревание и охлаждение стали приводит к нерегулярности структуры получающегося стального листа в направлении толщины, что делает такой стальной лист не подходящим для операций гибки.
JP 56-136956 раскрывает холоднокатаный стальной лист, обладающий хорошей сгибаемостью, достигаемой посредством задания определенного содержания в стали С, Mn, Si, N, В и S и значительного увеличения содержания Mn по отношению к содержанию S. Эта методика подавляет сегрегацию Mn, Si в поверхностях получающегося стального листа и снижает предел текучести стального листа благодаря высоким показателям стойкости к старению, таким образом, успешно избегая прерывистой текучести стального листа и тем самым до некоторой степени обеспечивая улучшение сгибаемости стального листа.
Однако холоднокатаный стальной лист из JP 56-136956 имеет недостаток, заключающийся в том, что из-за высокого содержания углерода возникает тенденция к развитию трещин на границе между цементитом и ферритом, вследствие чего не может быть достигнута отвечающая жестким требованиям сгибаемость.
Сущность изобретения
Задачи, решаемые изобретением
Как указано выше, стабильное с точки зрения промышленного применения создание холоднокатаного стального листа, обладающего хорошей сгибаемостью, при использовании обычных способов оказывается трудной задачей.
Настоящее изобретение направлено на эффективное решение вышеупомянутых проблем известного уровня техники и его цель состоит в создании холоднокатаного стального листа, обладающего превосходной сгибаемостью, и предпочтительного способа производства такого холоднокатаного стального листа.
Пути решения задачи
Формуемость холоднокатаного стального листа обычно улучшали главным образом посредством снижения содержания растворенного в стали углерода. Были оптимизированы условия перестаривания и дрессировки в способах производства стального листа.
Однако в настоящее время приходит понимание трудности дальнейшего улучшения формуемости холоднокатаного стального листа с помощью обычного подхода, описанного выше, то есть рассчитывая в основном на снижение содержания растворенного в стали углерода.
Принимая во внимание описанную выше ситуацию, авторы настоящего изобретения для целей снижения содержания растворенного углерода, условий перестаривания и дрессировки исследовали другие, отличающиеся от используемых при обычных способах факторы, способные улучшить сгибаемость стального листа, и в результате обнаружили, что для успешного улучшения сгибаемости стального листа необходимо одновременно контролировать диаметр ферритного зерна и локализацию цементита; композиция стали, обладающая относительно низким содержанием Si и Мn, является предпочтительной с точки зрения должного регулирования диаметра ферритного зерна и локализации цементита; для надлежащего контролирования диаметра ферритного зерна и локализации выделения цементита отношение содержания Si к содержанию Мn предпочтительно должно находиться в определенном диапазоне.
Настоящее изобретение было осуществлено на основе этих вышеуказанных открытий, и его основными признаками являются следующими.
(1) Обладающий превосходной сгибаемостью холоднокатаный стальной лист, содержащий композицию, включающую в массовых процентах: от 0,005% до 0,030% С, 0,05% или менее Si; от 0,10% до 0,35% Мn; 0,025% или менее Р; 0,015% или менее S; 0,01% или менее N; 0,07% или менее Аl, остальное Fe и случайные примеси, в которой [%Si]/[%Mn]<0,5, где [%М] - обозначает содержание в стали элемента М, мас.%, диаметр ферритного зерна в стали не превышает 20 мкм; и в ферритной матрице присутствует по меньшей мере 50% выделившегося цементита.
(2) Обладающий превосходной сгибаемостью холоднокатаный стальной лист по вышеприведенному п.(1), композиция которого включает, кроме того, в массовых процентах 0,0050% или менее В.
(3) Обладающий превосходной сгибаемостью холоднокатаный стальной лист по вышеприведенным пп.(1) или (2), композиция которого включает, кроме того, по меньшей мере один вид элементов, выбранных из группы, состоящей из Сu, Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, Cr, Mo, Sb, W, Nb, Ti, Pb, Та, РЗМ (редкоземельные элементы), V, Cs, Zr и Hf, таким образом, что их общее содержание в стали составляет в массовых процентах 1% или менее.
(4) Обладающий превосходной сгибаемостью холоднокатаный стальной лист по любому из вышеприведенных пп.(1)-(3), в котором на поверхность данного стального листа нанесен слой покрытия.
(5) Способ производства обладающего превосходной сгибаемостью холоднокатаного стального листа, содержащий стадии: приготовления стального материала, имеющего композицию компонентов по любому из вышеприведенных пп.(1)-(3); горячей прокатки указанного стального материала, включая чистовую прокатку, для получения стального листа; и после чистовой прокатки, намотки в рулон стального листа, травления, холодной прокатки, непрерывного отжига и перестаривающей обработке в указанном порядке, отличающийся: нагреванием стального материала при горячей прокатке до температуры однофазной аустенитной области и завершением горячей прокатки при температуре чистовой прокатки в диапазоне от 820°С до 950°С (включая 820°С и исключая 950°С); выполнением намотки в рулон при температуре, равной или ниже 780°С; удалением окалины с поверхностей стального листа травлением; выполнением холодной прокатки со степенью обжатия, равной или менее 85%; проведением отжига при температуре нагрева при отжиге, равной или ниже 800°С; охлаждением отожженного таким образом стального листа от температуры отжига до температуры перестаривания; и выполнением перестаривающей обработки при температуре ниже 420°С.
(6) Способ производства обладающего превосходной сгибаемостью холоднокатаного стального листа по вышеприведенному п.(5), содержащий, кроме того, охлаждение стального листа водой после отжига и до перестаривающей обработки.
(7) Способ производства обладающего превосходной сгибаемостью холоднокатаного стального листа по вышеприведенным пп.(5) или (6), содержащий, кроме того, нанесение покрытия на поверхность стального листа после перестаривающей обработки.
Эффект изобретения
Согласно настоящему изобретению оказывается возможным придание холоднокатаному стальному листу значительно лучшей сгибаемости, чем у обычного стального листа, и обеспечивается эффективный способ производства такого холоднокатаного стального листа.
Осуществление изобретения
Далее настоящее изобретение будет описано более подробно.
Холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходной сгибаемостью.
Прежде всего, будут пояснены причины, по которым композиции компонентов холоднокатаного стального листа ограничиваются в настоящем изобретении вышеприведенными диапазонами. В настоящем изобретении показатели «%» и «ч./млн.» приведенных ниже композиций компонентов представляют, соответственно, массовые проценты и массовые соотношения частей на миллион, если не указывается иного.
С: от 0,005% до 0,030%.
Углерод образует в стали цементит. Содержание в стали углерода в 0,005% или менее снижает движущую силу выделения углерода из раствора, тем самым увеличивая содержание растворенного углерода и способствуя деформационному старению с ухудшением сгибаемости получаемого стального листа. Соответственно, содержание углерода в стали должно быть по меньшей мере 0,005% и предпочтительно по меньшей мере 0,010%.
Однако содержание углерода в стали, превышающее 0,030%, приводит к слишком высокому количеству цементита, таким образом увеличивая число участков образования пор на границе между цементитом и ферритом и ухудшая сгибаемость получающегося стального листа. Соответственно, содержание углерода в стали должно быть 0,030% или менее и предпочтительно 0,025% или менее.
Si: 0,05% или менее.
Кремний является элементом, который подавляет образование цементита, препятствуя превращению углерода в цементит. Содержание в стали кремния, превышающее 0,05%, может вызвать ситуацию, при которой цементит не выделяется в надлежащих локализациях, что может способствовать выделению цементита на границах ферритного зерна и образованию пор в ходе гибки. Соответственно, содержание Si в стали должно составлять 0,05% или менее.
Мn: от 0,10% до 0,35%.
Марганец, хотя сам по себе и не вступает в реакции с углеродом с образованием соединений, растворяется в цементите и удерживает его в тонкодисперсном состоянии, вследствие чего цементит выделяется в ферритной матрице. Когда содержание Мn в стали составляет менее 0,10%, этот эффект удержания цементита марганцем в тонкодисперсном состоянии оказывается слишком слабым для того, чтобы обеспечивать желаемые физические свойства получающегося стального листа. Соответственно, содержание Мn в стали должно составлять по меньшей мере 0,10%. Однако содержание в стали Мn, превышающее 0,35%, приводит к сегрегации марганца и, вследствие этого, к сегрегации MnS, тем самым ухудшая сгибаемость получающегося стального листа. Соответственно, содержание Мn в стали должно составлять 0,35% или менее.
Р: 0,025% или менее.
Фосфор, из-за его сегрегации на границах ферритного зерна, способствует образованию пор на границах ферритного зерна в ходе операции гибки. Соответственно, предпочтительно, чтобы содержание фосфора в стали было снижено настолько, насколько это возможно. Более конкретно, содержание фосфора в стали должно быть 0,025% или менее и предпочтительно 0,020% или менее.
S: 0,015% или менее.
Сера в настоящем изобретении является элементом, который присоединяется к Мn с образованием MnS. Слишком большое содержание серы в стали приводит к образованию слишком большого количества MnS, что способствует разрушению получающегося стального листа по границам ферритных зерен при гибке. Соответственно, содержание серы в стали должно быть в настоящем изобретении 0,015% или менее.
N: 0,01% или менее.
Азот связывается с алюминием с образованием A1N, и, в случаях, когда к стали добавляется бор, соединяется с бором с образованием BN. Поэтому слишком высокое содержание азота в стали приводит к образованию чрезмерных количеств A1N, что способствует образованию пор в получающемся стальном листе в ходе гибки и таким образом ухудшает сгибаемость стального листа. Соответственно, содержание азота в стали должно быть в настоящем изобретении 0,01% или менее и предпочтительно 0,0040% или менее.
Аl: 0,07% или менее. Алюминий применяется в качестве раскислителя. Содержание в стали Аl, превышающее 0,07%, приводит к образованию тонкодисперсного AlN и, вследствие реакции алюминия с кислородом, тонкодисперсного оксида алюминия в качестве случайных примесей, способствуя, таким образом, образованию пор на границах ферритных зерен в процессе гибки. Соответственно, содержание Аl в стали должно составлять 0,07% или менее.
В дополнение к вышеупомянутым основным компонентам композиция стального листа настоящего изобретения может также при необходимости включать элементы, описанные ниже.
В: 0,0050% или менее.
В случаях, когда к композиции добавляется бор, он связывается с азотом с образованием BN и вследствие этого подавляет осаждение тонкодисперсного A1N. Кроме того, при своем осаждении BN включает MnS в качестве зародышей и таким образом уменьшает содержание в стали тонкодисперсного MnS. Помимо этого, такие осажденные фазы на основе бора включаются в ферритную матрицу. Таким образом, бор значительно уменьшает количество нитридов, существующих на границах ферритных зерен (эти нитриды могут образовывать поры в получающемся стальном листе в процессе его гибки), и благодаря этому улучшает сгибаемость стального листа.
Однако содержание бора в стали, превышающее 0,0050%, склонно приводить к образованию на границах зерен тонкодисперсного Fе23(СВ)6, таким образом ухудшая сгибаемость получающегося стального листа. Соответственно, содержание бора в стали должно составлять 0,0050% или менее.
По меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Сu, Sn, Ni, Са, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ti, Nb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf, при их суммарном содержании в 1% или менее.
Сu, Sn, Ni, Са, Mg, Co, As, Cr, Sb, W, Mo, Pb, Ti, Nb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf являются элементами, полезным в отношении улучшения коррозионной устойчивости стали. Однако общее содержание этих элементов в стали, превышающее 1%, приводит к их сегрегации на границах зерна, таким образом способствуя образованию при гибке пор, начинающихся от границ зерен. Соответственно, как в случае индивидуального добавления этих элементов, так и в виде комбинаций, их общее содержание в стали должно составлять 1% или менее и предпочтительно 0,5% или менее.
Следует отметить, что остальная часть, или компоненты композиции стального листа, помимо описанных выше, представлены Fe и случайными примесями.
Однако простого регулирования композиций компонентов стального листа до вышеупомянутых диапазонов для достижения требуемого в настоящем изобретении эффекта недостаточно. Критически важным в настоящем изобретении является надлежащий контроль величин отношения содержания Si к содержанию Мn, диаметра ферритного зерна и доли выделившегося в ферритной матрице цементита, соответственно.
Более конкретно, в настоящем изобретении существенно, [%Si]/[%Мn]<0,5, где [%М]» представляет содержание (масс.%) в стали элемента М; диаметр ферритного зерна в стали не превышает 20 мкм; и в ферритной матрице присутствует по меньшей мере 50% выделившегося цементита.
[%Si]/[%Мn]<0,5, где [%М] представляет содержание (масс.%) в стали элемента М.
Это очень важное требование к компонентам в настоящем изобретении. Марганец является образующим аустенит элементом и вызывает эффект сохранения углерода внутри ферритных зерен. Напротив, кремний вызывает эффект вытеснения углерода из ферритных зерен. Таким образом, Si сдерживает эффект, вызываемый растворенным Мn, присутствующим в цементите в ферритной матрице, делая цементит тонкодисперсным и сохраняя цементит в ферритной матрице. Ввиду этого, для получения требуемого эффекта настоящего изобретения отношение [%Si]/[%Мn] должно устанавливаться очень тщательно.
Более конкретно, отношение [%Si]/[%Мn] должно быть ниже 0,5, поскольку отношение [%Si]/[%Мn], превышающее 0,5, приводит к значительному сокращению цементита в ферритной матрице.
Диаметр ферритного зерна: не более 20 мкм.
Диаметр ферритного зерна, превышающий 20 мкм, заставляет деформации, развивающиеся во время изгибания стального листа, концентрироваться на границах ферритных зерен, тем самым способствуя образованию трещин, начинающихся на границах ферритных зерен, и таким образом ухудшая сгибаемость стального листа. Соответственно, диаметр ферритного зерна в стали должен быть не превышающим 20 мкм и предпочтительно не превышающим 15 мкм.
Осаждение цементита: в ферритной матрице присутствует по меньшей мере 50% осажденного цементита.
Доля выделившегося в ферритной матрице цементита важна для настоящего изобретения. В случаях, когда на границах ферритного зерна выделяется слишком много цементита, проявляется тенденция к образованию пор в процессе гибки стального листа в окрестностях цементита на границах ферритного зерна, что значительно ухудшает сгибаемость стального листа. В частности, когда доля присутствующего в ферритной матрице цементита относительно общего количества цементита составляет менее 50%, сгибаемость получающегося стального листа значительно ухудшается. Соответственно, в ферритной матрице должно присутствовать по меньшей мере 50% (по объему) выделившегося цементита.
Доля цементита, выделяющегося внутри ферритных зерен стали, может быть определена из поперечной структуры стали посредством приготовления поперечного сечения стального листа в направлении толщины листа, разрезанного параллельно направлению прокатки, для рассмотрения его структуры; полировкой поперечного сечения до зеркального блеска; выявлением цементита с помощью травления пикралем; рассмотрением проявленного таким образом цементита под сканирующим электронным микроскопом (×1000); и определением отношения площади области цементита, представленного в ферритной матрице, к суммарной площади цементита, при этом такое отношение площадей рассматривается как «доля цементита, существующего в ферритной матрице».
Стальной лист настоящего изобретения может иметь на своей поверхности покровный слой или пленку. Покровный слой, образованный на поверхности холоднокатаного стального листа, улучшает коррозионную устойчивость холоднокатаного стального листа. Примеры покрытий (слоев) включают цинковое покрытие, отожженное цинковое покрытие, покрытие, нанесенное методом электролитического цинкования в расплаве, электролитическое покрытие, такое как электролитическое покрытие из никель-цинкового сплава, и т.п.
Способ производства холоднокатаного стального листа, имеющего превосходную сгибаемость.
Далее описывается способ производства холоднокатаного стального листа настоящего изобретения.
В настоящем изобретении холоднокатаный стальной лист производят приготовлением стального материала в виде сляба, предпочтительно получаемого непрерывной разливкой, и подвергают стальной материал горячей прокатке, включая чистовую прокатку, для получения стального листа и после чистовой прокатки подвергают стальной лист охлаждению, намотке в рулон, травлению, холодной прокатке, непрерывному отжигу и перестаривающей обработке в указанном порядке.
В настоящем изобретении способ изготовления слитка стального материала специальным образом не ограничивается и подходящим образом может применяться любой известный способ приготовления металлических слитков, такой как приготовление с помощью конвертера, электропечи, индукционной электропечи и т.п. Способ литья также специальным образом не ограничивается. Подходящим образом может применяться непрерывная разливка. В том, что касается горячей прокатки сляба, такой сляб может быть горячекатаным либо после повторного нагрева сляба в нагревательной печи, либо после кратковременного нагревания в нагревательной печи для целей температурной компенсации. В качестве варианта охлажденный после литья до комнатной температуры сляб может быть подвергнут горячей прокатке после его нагревания до 1200°С или выше, предпочтительно до 1250°С или выше.
Горячая прокатка, которой подвергается полученный таким образом стальной материал, может включать либо и черновую прокатку, и чистовую прокатку, либо может состоять только из чистовой прокатки с пропуском черновой прокатки. В любом случае температура нагревания сляба и температура чистовой прокатки являются критически важными.
Температура нагревания сляба: в пределах температурного диапазона, соответствующего однофазной области аустенита.
Температура нагревания сляба в двухфазной области феррит-аустенит ниже однофазной области аустенита является неблагоприятной в связи с тем, что в процессе горячей прокатки в возбужденное состояние приводится только феррит с образованием крупных ферритных зерен. Поэтому необходимо нагревать сляб до температуры, соответствующей однофазной области аустенита (то есть температуры, равной или выше точки Ас3).
Температура чистовой прокатки: от 820°С до 950°С (включая 820°С и исключая 950°С).
Температура чистовой прокатки, равная или превышающая 950°С, приводит к укрупнению части зерен, приводя таким образом к нерегулярному и неустойчивому распределению ферритных зерен в стали по диаметру с ухудшением сгибаемости получающегося стального листа. Соответственно, температура чистовой прокатки в настоящем изобретении должна быть ниже 950°С. При этом температура чистовой прокатки должна равняться 820°С или выше с точки зрения препятствования образованию крупных зерен при горячей прокатке, выполняемой в температурной области, соответствующей ферритной фазе.
Стальной лист, полученный в результате вышеупомянутой горячей прокатки, подвергается охлаждению и намотке в рулон. Температура намотки в процессе намотки в рулон в настоящем изобретении также важна.
Температура намотки в рулон: 780°С или ниже.
Превышение температурой намотки величины в 780°С укрупняет ферритные зерна, таким образом ухудшая сгибаемость получающегося стального листа. Соответственно, температура намотки в рулон должна составлять в настоящем изобретении 780°С или ниже и предпочтительно 700°С или ниже. Однако температура намотки ниже 550°С препятствует выделению нитридов в горячекатаном стальном листе и заставляет нитриды осаждаться в тонкодисперсном виде на границах ферритных зерен в ходе отжига после холодной прокатки, вследствие чего структура получающегося стального листа может иметь неоднородные по размерам зерна, и его сгибаемость ухудшается. Соответственно, температура намотки в рулон устанавливается равной 550°С или выше.
Степень обжатия при холодной прокатке: 85% или менее.
Степень обжатия при холодной прокатке, превышающая 85%, приводит к вытягиванию ферритных зерен, тем самым способствуя образованию трещин на поверхности получающегося стального листа в ходе операций его гибки. Соответственно, степень обжатия при холодной прокатке должна составлять 85% или менее.
Температура нагрева при отжиге: 800°С или ниже.
Температура нагрева при отжиге, превышающая 800°С, может приводить к произвольному образованию крупных ферритных зерен, таким образом ухудшая сгибаемость получающегося стального листа. Соответственно, температура нагрева при отжиге равняется 800°С или ниже. Однако температура отжига ниже 650°С может стать причиной сохранения в стали нерекристаллизованный структуры. Соответственно, температура нагрева при отжиге предпочтительно составляет 650°С или выше и более предпочтительно 680°С или ниже.
Скорость охлаждения от температуры нагрева при отжиге до температуры перестаривания предпочтительно равняется по меньшей мере 50°С/с. Скорость охлаждения ниже 50°С/с может привести к недостаточному выделению цементита в ферритной матрице, тем самым ухудшая сгибаемость получающегося стального листа. Верхний предел скорости охлаждения, хотя он специальным образом и не ограничивается, подходящим образом может быть установлен около 500°С/с.
Температура перестаривания: 420°С или ниже.
Температура перестаривания, равная или превышающая 420°С, способствует осаждению цементита на границах ферритного зерна. Поэтому температура перестаривания должна составлять в настоящем изобретении менее 420°С для обеспечения достаточного выделения цементита в ферритной матрице. Кроме того, перестаривающая обработка предпочтительно выполняется в течение по меньшей мере одной минуты, поскольку слишком короткое время перестаривания не обеспечивает достаточного осаждения цементита. Реализуемый в промышленных условиях верхний предел времени перестаривания, хотя он не слишком сильно влияет на эффект настоящего изобретения, может быть установлен приблизительно в 10 минут ввиду ограничений, налагаемых на производственную линию.
Предпочтительно выполнение после отжига и до перестаривающей обработки охлаждения стального листа водой способствует выделению цементита в ферритной матрице, и сгибаемость стального листа дополнительно улучшается.
Полученный таким образом холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения может быть подвергнут обработке по нанесению покрытия, для образования на его поверхности покровного слоя или пленки. Примеры покрытий включают: цинковое покрытие, образованное на поверхности стального листа электролитическим способом, и отожженное цинковое покрытие, образованное подверганием оцинкованного таким образом стального листа отжигу. Цинкование и отжиг могут выполняться на одной и той же поточной линии. В качестве варианта, покровная пленка может быть образована на поверхности стального листа электролитическим нанесением покрытия, например, электролитического покрытия из никель-цинкового сплава и т.п.
Примеры
Образцы расплавов стали, имеющие представленные в таблице 1 составы компонентов, были подвергнуты непрерывной разливке для получения слябов (стальные материалы), каждый из которых имел толщину 250 мм. Каждый из полученных таким образом слябов был нагрет до температуры нагревания сляба (1250°С), соответствующей однофазной области аустенита, подвергнут чистовой прокатке при температуре чистовой прокатки, представленной в таблице 2, и затем подвергнут намотке в рулон при температуре намотки в рулон, показанной в таблице 2, в результате чего был получен образец горячекатаного стального листа, имеющий определенную толщину листа. Полученный образец горячекатаного стального листа был подвергнут травлению для удаления с его поверхностей окалины и холодной прокатке при степени обжатия, показанной в таблице 2, для достижения толщины листа в 1 мм. Полученный таким образом образец холоднокатаного стального листа был подвергнут непрерывному отжигу, охлаждению и перестаривающей обработке в указанном порядке под соответствующими условиями, показанными в таблице 2. После перестаривающей обработки данный образец стального листа был подвергнут дрессировке при скорости прокатки 0,8%.
Каждый из образцов холоднокатаного стального листа в таблице 2 с номерами от 17 до 19 был подвергнут после отжига и до перестаривающей обработки охлаждению водой. Кроме того, каждый из образцов холоднокатаного стального листа с номерами 2 от 8 до 11 в таблице был подвергнут цинкованию электролитическим способом так, чтобы на каждой из передней и задней поверхностей стального листа образовалась полученная электролитическим цинкованием покровная пленка плотностью 30 г/м (сухая масса).
От каждого из полученных таким образом образцов холоднокатаного стального листа были взяты образцы для испытаний, и с помощью этих образцов для испытания были выполнены испытания на растяжение.
Кроме того, была проанализирована формуемость каждого из полученных таким образом образцов холоднокатаного стального листа.
Способы испытаний и измерения были следующими.
(i) Исследование структуры.
Был определен диаметр ферритного зерна каждого полученного таким образом образца холоднокатаного стального листа посредством приготовления поперечного сечения стального листа в направлении толщины листа, разрезанного параллельно направлению прокатки, для рассмотрения его структуры; полировкой поперечного сечения до зеркального блеска; выявлением структуры поперечного сечения травлением раствором ниталя; фотографированием полученных с помощью оптического микроскопа изображений (×100) структуры поперечного сечения; нанесением на изображение сетки из 10 линий в направлении толщины листа и в ортогональном к нему направлении, соответственно, с интервалами между соседними линиями по меньшей мере в 100 мкм (в фактическом измерении); подсчетом количества пересечений между границами ферритного зерна и данными линиями; делением общей длины линий на количество пересечений для получения длины сегмента линии, приходящегося на одно ферритное зерно; умножением длины линейного сегмента в одном ферритном зерне на 1,13; и рассмотрением полученного таким образом результата вычислений в качестве «диаметра ферритного зерна согласно ASTM (Американское общество по испытанию материалов)».
(ii) Анализ выделения цементита.
Была определена доля цементита, выделившегося в ферритной матрице каждого полученного таким образом образца холоднокатаного стального листа посредством приготовления поперечного сечения образца стального листа в направлении толщины листа, разрезанного параллельно направлению прокатки; полировкой поперечного сечения до зеркального блеска; выявлением цементита в структуре поперечного сечения травлением раствором пикраля; фотографированием изображения поперечной структуры под электронным сканирующим микроскопом (×1000); рассмотрением локализаций выпадения цементита для десяти участков, соответственно; определением общей площади выделения цементита внутри ферритных зерен и общей площади цементита в этих десяти участках; делением суммарной площади выделения цементита в ферритной матрице на величину общей площади цементита; и рассмотрением вычисленного таким образом отношения в качестве «доли цементита, выделившегося в ферритной матрице».
(iii) Испытания на растяжение.
Из каждого из полученных таким образом образцов холоднокатаного стального листа были взяты образцы JIS №5 для испытаний на растяжение (JIS Z 2201), при которых направление растяжения исследуемого образца совпадало с направлением, параллельным направлению прокатки. После чего были выполнены испытания на растяжение согласно JIS Z 2241 с использованием исследуемого образца для измерения его прочности при растяжении.
(iv) Испытания на изгиб.
Испытания на изгиб выполнялись с помощью гибочных приспособлений, предназначенных для гибки под углом в 90°. Более конкретно, испытания на изгиб были выполнены посредством отбора от каждого из полученных таким образом образцов холоднокатаных стальных листов образцов для испытаний, имеющих форму полосы (100 мм в продольном направлении ×35 мм в направлении по ширине); гибки образцов для испытания в центре в продольном направлении так, чтобы отогнутая кромка продолжалась перпендикулярно направлению прокатки; повторение этапа гибки с измененным радиусом кривизны гибочного приспособления для испытания на изгиб с гибкой под углом 90°; определением наименьшего радиуса (R) закругления выступа гибочного приспособления для испытаний на изгиб, при котором едва-едва не происходит образование трещин на поверхности образца для испытания; делением величины наименьшего радиуса (R) на толщину листа (t); и рассмотрением вычисленного таким образом отношения в качестве «критического радиуса гибки (R/t)». Меньшее значение R/t представляет лучшую сгибаемость.
Кроме того, все образцы для испытаний, полученные из образцов стальных листов, которые успешно избежали образования трещин при гибке под 90° даже с использованием приспособления для испытаний с наименьшим радиусом закругления выступа, были дополнительно изогнуты в зажиме таким образом, что образец для испытаний изгибался полностью, то есть под 180°. В случаях, когда никаких трещин не образовывалось в образце для испытаний даже при изгибе под 180°, критический радиус гибки оценивался как равный нулю.
| Таблица 1 | |||||||||||
| Тип стали | Химическая композиция (мас.%) | Примечания | |||||||||
| C | Si | Mn | Р | S | Al | N | В | Si/Mn | Другие | ||
| А | 0,0085 | 0,01 | 0,18 | 0,009 | 0,009 | 0,041 | 0,0026 | - | 0,06 | - | Настоящая сталь |
| В | 0,013 | 0,01 | 0,18 | 0,009 | 0,008 | 0,042 | 0,0025 | - | 0,06 | - | Настоящая сталь |
| С | 0,018 | 0,01 | 0,18 | 0,009 | 0,008 | 0,041 | 0,0023 | - | 0,06 | - | Настоящая сталь |
| D | 0,025 | 0,01 | 0,19 | 0,010 | 0,008 | 0,043 | 0,0024 | - | 0,05 | - | Настоящая сталь |
| Е | 0.039 | 0,01 | 0,18 | 0,009 | 0,008 | 0,041 | 0,0021 | - | 0,06 | - | Сравнительная сталь |
| F | 0,018 | 0,03 | 0,34 | 0,015 | 0,005 | 0,032 | 0,0038 | - | 0,09 | - | Настоящая сталь |
| G | 0,019 | 0.12 | 0,34 | 0,015 | 0,005 | 0,031 | 0,0038 | - | 0,35 | - | Сравнительная сталь |
| Н | 0,022 | 0,02 | 0.06 | 0,022 | 0,007 | 0,062 | 0,0014 | - | 0,33 | - | Сравнительная сталь |
| I | 0,022 | 0,02 | 0,26 | 0,022 | 0,007 | 0,062 | 0,0014 | - | 0,08 | - | Настоящая сталь |
| J | 0,022 | 0,02 | 0,32 | 0,021 | 0,006 | 0,063 | 0,0015 | - | 0,06 | - | Настоящая сталь |
| К | 0,022 | 0,02 | 0.55 | 0,022 | 0,007 | 0,062 | 0,0014 | - | 0,04 | - | Сравнительная сталь |
| L | 0,021 | 0,03 | 0,19 | 0,008 | 0,007 | 0,061 | 0,0038 | 0,0003 | 0,16 | - | Настоящая сталь |
| М | 0,021 | 0,03 | 0,19 | 0,013 | 0,008 | 0,061 | 0,0021 | 0,0005 | 0,16 | - | Настоящая сталь |
| N | 0,021 | 0,03 | 0,19 | 0,007 | 0,008 | 0,041 | 0,0014 | 0.0068 | 0,16 | - | Сравнительная сталь |
| 0 | 0,019 | 0,01 | 0,16 | 0,013 | 0,013 | 0.029 | 0,0025 | - | 0,06 | - | Настоящая сталь |
| Р | 0,028 | 0,01 | 0,17 | 0,009 | 0,012 | 0,067 | 0,0017 | - | 0,06 | - | Настоящая сталь |
| Q | 0,027 | 0,01 | 0,25 | 0,021 | 0,005 | 0,031 | 0,0045 | - | 0,04 | - | Настоящая сталь |
| R | 0,017 | 0,02 | 0,22 | 0,008 | 0,005 | 0,032 | 0,0012 | - | 0,09 | As: 0,0021, Sb: 0,0034, Hf: 0,0031 | Настоящая сталь |
| S | 0,023 | 0,01 | 0,23 | 0,007 | 0,012 | 0,046 | 0,0043 | - | 0,04 | Co: 0,0061, Ca: 0,0008 | Настоящая сталь |
| Т | 0,012 | 0,03 | 0,18 | 0,023, | 0,011 | 0,058 | 0,0032 | - | 0,17 | V: 0,01, Mg: 0,0008, W: 0,0004, Nb: 0,002 | Настоящая сталь |
| U | 0,022 | 0,01 | 0,19 | 0,015 | 0,004 | 0,021 | 0,0031 | 0,0025 | 0,05 | Zr: 0,001, REM: 0,0012, Cs: 0,0035 | Настоящая сталь |
| V | 0,024 | 0,01 | 0,23 | 0,017 | 0,014 | 0,017 | 0,0039 | - | 0,04 | Pb: 0,011, Та: 0,001, Ti: 0,003% | Настоящая сталь |
| W | 0,028 | 0,02 | 0,31 | 0,021 | 0,009 | 0,062 | 0,0038 | - | 0,06 | Сu: 0,02, Ni: 0,03, Sn: 0,0008 | Настоящая сталь |
| х | 0,016 | 0,01 | 0,34 | 0,011 | 0,002 | 0,048 | 0,0042 | 0,0004 | 0,03 | Mo: 0,01, Cr: 0,03 | Настоящая сталь |
| Y | 0,021 | 0,05 | 0,10 | 0,008 | 0,005 | 0,053 | 0,0038 | - | 0,5 | - | Сравнительная сталь |
| «Настоящая сталь» представляет образец стали согласно настоящему изобретению. «Сравнительная сталь» представляет образец стали вне объема настоящего изобретения. |
| Таблица 2 | |||||||||||
| № | Тип стали | Условия горячей прокатки | Условия холодной прокатки | Условия отжига | Структура | Механические свойства | Примечания | ||||
| Температура конца чистовой прокатки (°С) | Температура намотки (°С) | Степень обжатия (%) | Температура отжига (°С) | Температура перестаривания (°С) | Диаметр ферритного зерна (мкм) | Доля цементита в ферритной матрице (%) | Прочность при растяжении (МПа) | Критический радиус гибки (RA) | |||
| 1 | А | 915 | 680 | 65 | 720 | 380 | 14 | 65 | 312 | 0,00 | Пример |
| 2 | В | 910 | 680 | 65 | 720 | 380 | 14 | 66 | 321 | 0,20 | Пример |
| 3 | С | 910 | 680 | 65 | 720 | 380 | 13 | 67 | 325 | 0,30 | Пример |
| 4 | D | 910 | 680 | 65 | 720 | 380 | 12 | 66 | 311 | 0,40 | Пример |
| 5 | Е | 910 | 680 | 65 | 720 | 380 | 10 | 45 | 384 | 2,50 | Ср. пример |
| 6 | F | 915 | 660 | 68 | 750 | 370 | 13 | 55 | 315 | 0,25 | Пример |
| 7 | G | 915 | 660 | 68 | 820 | 370 | 21 | 42 | 357 | 2,75 | Ср. пример |
| 8 | Н | 900 | 680 | 60 | 740 | 370 | 14 | 40 | 321 | 1,50 | Ср. пример |
| 9 | I | 900 | 680 | 60 | 740 | 350 | 12 | 60 | 316 | 0,50 | Пример |
| 10 | J | 900 | 680 | 60 | 740 | 350 | 12 | 60 | 311 | 0,50 | Пример |
| 11 | К | 900 | 680 | 60 | 740 | 350 | 12 | 61 | 347 | 1,50 | Ср. пример |
| 12 | L | 920 | 600 | 72 | 700 | 340 | 13 | 64 | 308 | 0,10 | Пример |
| 13 | М | 920 | 600 | 72 | 700 | 340 | 13 | 65 | 309 | 0,10 | Пример |
| 14 | N | 920 | 600 | 72 | 700 | 340 | 13 | 67 | 341 | 1,75 | Ср. пример |
| 15 | 0 | 870 | 680 | 77 | 780 | 380 | 8 | 71 | 310 | 0,75 | Пример |
| 16 | Р | 900 | 740 | 77 | 780 | 360 | 9 | 65 | 320 | 0,75 | Пример |
| 17 | Q | 910 | 660 | 77 | 780 | 380 | 8 | 90 | 317 | 0,05 | Пример |
| 18 | R | 910 | 660 | 55 | 780 | 360 | 8 | 91 | 304 | 0,05 | Пример |
| 19 | S | 925 | 700 | 60 | 750 | 320 | 12 | 91 | 315 | 0,05 | Пример |
| 20 | Т | 900 | 720 | 70 | 750 | 350 | 10 | 62 | 313 | 0,25 | Пример |
| 21 | U | 900 | 700 | 65 | 780 | 340 | 9 | 61 | 309 | 0,50 | Пример |
| 22 | V | 910 | 680 | 82 | 720 | 380 | 10 | 60 | 322 | 0,25 | Пример |
| 23 | W | 915 | 660 | 70 | 680 | 380 | 11 | 59 | 318 | 0,25 | Пример |
| 24 | х | 915 | 720 | 65 | 770 | 380 | 12 | 58 | 311 | 0,25 | Пример |
| 25 | У | 890 | 620 | 68 | 740 | 370 | 10 | 43 | 332 | 1,80 | Ср. пример |
| 26 | J | 980 | 680 | 60 | 740 | 350 | 21 | 45 | 301 | 1,70 | Ср. пример |
| 27 | J | 780 | 680 | 60 | 740 | 350 | 25 | 42 | 299 | 1,70 | Ср. пример |
| 28 | J | 900 | 820 | 60 | 740 | 350 | 23 | 39 | 302 | 1,70 | Ср. пример |
| 29 | J | 900 | 680 | 90 | 740 | 350 | 5 | 46 | 348 | 1,50 | Ср. пример |
| 30 | J | 900 | 680 | 60 | 850 | 350 | 31 | 41 | 291 | 1,80 | Ср. пример |
| 31 | J | 900 | 680 | 60 | 740 | 550 | 11 | 37 | 309 | 1,50 | Ср. пример |
Из таблицы 2 видно, что все образцы холоднокатаного стального листа согласно настоящему изобретению имеют критический радиус гибки (R/t)≤1 и, таким образом, обладают превосходной сгибаемостью.
Применимость в производственных условиях
Согласно настоящему изобретению оказывается возможным предоставление холоднокатаного стального листа, обладающего намного лучшей сгибаемостью, чем обычный холоднокатаный стальной лист, что является чрезвычайно полезным с точки зрения промышленных применений.
1. Холоднокатаный стальной лист, имеющий состав, включающий, мас.%:
С: от 0,005 до 0,030
Si: 0,05 или менее
Mn: от 0,10 до 0,35
Р: 0,025 или менее
S: 0,015 или менее
N: 0,0045 или менее
Al: 0,07 или менее и
остальное Fe и случайные примеси,
в котором отношение [%Si]/[%Mn]<0,5, диаметр ферритного зерна в стали не превышает 20 мкм, а в ферритной матрице присутствует по меньшей мере 50% выделений цементита и прочность при растяжении стального листа не превышает 325 МПа.
2. Холоднокатаный стальной лист по п.1, состав которого дополнительно включает в мас.% 0,0050 или менее В.
3. Холоднокатаный стальной лист по п.1 или 2, состав которого дополнительно включает, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Cu, Sn, Ni, Са, Mg, Co, As, Sb, W, Nb, Ti, Pb, Та, РЗМ (редкоземельные элементы), Cs, Zr и Hf, при их общем содержании в стали 1 мас.% или менее.
4. Холоднокатаный стальной лист по п.1 или 2, в котором на поверхность стального листа нанесен слой покрытия.
5. Холоднокатаный стальной лист по п.3, в котором на поверхность стального листа нанесен слой покрытия.
6. Способ производства холоднокатаного стального листа, содержащий стадии приготовления стального материала, имеющего состав, указанный в любом из пп.1-3, горячей прокатки стального материала, включая чистовую прокатку, для получения стального листа, после чистовой прокатки намотки в рулон стального листа, травления, холодной прокатки, непрерывного отжига и перестаривающей обработки в указанном порядке, при этом
стальной материал нагревают при горячей прокатке до температуры однофазной области аустенита и завершают горячую прокатку при температуре чистовой прокатки в диапазоне от 820°С до 950°С , включая 820°С и исключая 950°С,
намотку в рулон выполняют при температуре, равной или ниже 780°С,
удаляют окалину с поверхностей стального листа травлением,
выполняют холодную прокатку при степени обжатия, равной или менее 85%,
отжиг проводят при температуре нагрева при отжиге, равной или ниже 800°С,
охлаждают отожженный таким образом стальной лист от температуры отжига до температуры перестаривания и
выполняют перестаривающую обработку при температуре от не менее 320°С до менее 420°С.
7. Способ по п.6, отличающийся тем, что он содержит охлаждение водой стального листа после отжига и до перестаривающей обработки.
8. Способ по п.6 или 7, отличающийся тем, что стальной лист после перестаривающей обработки подвергают процессу нанесения покрытия.
