Горячештампованная сталь и способ ее изготовления - RU2581333C2

Чертежи

Описание

Область техники, к которой относится изобретение

Настоящее изобретение относится к горячештампованной стали, имеющей превосходную пригодность к формованию, для которой используется холоднокатаная листовая сталь, подвергаемая горячей штамповке, и к способу ее изготовления. Холоднокатаная листовая сталь согласно настоящему изобретению включает холоднокатаную листовую сталь, гальванизированную погружением холоднокатаную листовую сталь, гальванизированную с отжигом холоднокатаную листовую сталь, электролитически гальванизированную холоднокатаную листовую сталь и алюминированную холоднокатаную листовую сталь.

Испрашивается приоритет согласно японской патентной заявке № 2012-004552, поданной 13 января 2012 г., содержание которой включается в настоящий документ посредством ссылки.

Уровень техники

В настоящее время для транспортных средств требуется листовая сталь, которая должна быть улучшенной в отношении безопасности при столкновениях и иметь уменьшенную массу. В настоящее время существует спрос на имеющую повышенную прочность листовую сталь в дополнение к классам листовой стали, у которых прочность составляет 980 МПа или более и 1180 МПа или более, в отношении предела прочности при растяжении. Например, существует спрос на листовую сталь, у которой предел прочности при растяжении составляет более чем 1,5 ГПа. В вышеописанных обстоятельствах горячая штамповка (также называемая терминами «горячее прессование», «закалка в штампе», «закалка под прессом» и подобное) привлекает внимание в качестве способа получения высокой прочности. Горячая штамповка представляет собой способ формования, в котором листовая сталь нагревается при температуре, составляющей 750°C или более, подвергается горячему формованию (обрабатывается) таким образом, чтобы улучшалась пригодность к формованию высокопрочной листовой стали, а затем охлаждается таким образом, чтобы листовая сталь закалилась, и в результате этого получается материал, имеющий желательные качества.

Листовая сталь, содержащая феррит и мартенсит, листовая сталь, содержащая феррит и бейнит, листовая сталь, содержащая остаточный аустенит в структуре, и подобное является известной в качестве листовой стали, одновременно имеющей пригодность к обработке давлением и имеющей высокую прочность. Среди вышеописанных типов листовой стали многофазная листовая сталь, содержащая мартенсит, диспергированный в ферритовой основе (листовая сталь, содержащая феррит и мартенсит, таким образом, так называемый двухфазная листовая сталь DP), имеет низкий предел текучести и высокий предел прочности при растяжении и, кроме того, имеет превосходные характеристики при растяжении. Однако многофазная листовая сталь имеет неудовлетворительный коэффициент раздачи отверстия, поскольку напряжение концентрируется на межфазной границе между ферритом и мартенситом, и вероятным становится растрескивание, которое начинается от межфазной границы. Кроме того, листовая сталь, содержащая вышеописанное множество фаз, не может быть отнесена к классу, у которого предел прочности при растяжении составляет 1,5 ГПа.

Например, патентные документы 1-3 описывают вышеописанные типы многофазной листовой стали. Кроме того, патентные документы 4-6 описывают соотношение между твердостью и пригодностью к формованию высокопрочной листовой стали.

Однако даже при наличии этих достижений предшествующего уровня техники оказывается затруднительным получение листовой стали, которая удовлетворяет существующим в настоящее время требованиям к транспортным средствам, таким как дополнительное уменьшение массы, дополнительное увеличение прочности и более сложная форма деталей, а также эксплуатационные характеристики, в том числе коэффициент раздачи отверстия после горячей штамповки.

Документы предшествующего уровня техники

Патентные документы

Патентный документ 1 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № H6-128688

Патентный документ 2 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2000-319756

Патентный документ 3 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2005-120436

Патентный документ 4 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2005-256141

Патентный документ 5 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № 2001-355044

Патентный документ 6 - японская нерассмотренная патентная заявка, первая публикация № H11-189842

Сущность изобретения

Проблемы, решаемые изобретением

Настоящее изобретение выполнено в целях решения вышеописанной проблемы. Таким образом, задача настоящего изобретения заключается в том, чтобы предложить горячештампованную сталь, для которой используется холоднокатаная листовая сталь для горячей штамповки (в том числе гальванизированная листовая сталь или алюминированная листовая сталь, которые описаны ниже) и которая обеспечивает прочность, составляющую 1,5 ГПа или более, предпочтительно 1,8 ГПа или более и предпочтительнее 2,0 ГПа или более, и имеет более благоприятный коэффициент раздачи отверстия, а также способ ее изготовления.

Здесь горячештампованная сталь представляет собой формованное изделие, изготавливаемое посредством использования вышеописанной холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки в качестве исходного материала и формования материала в процессе горячей штамповки.

Средства решения проблем

Авторы настоящего изобретения впервые выполнили всесторонние исследования в отношении холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, используемой для горячештампованной стали, которая обеспечивает прочность, составляющую 1,5 ГПа или более, предпочтительно 1,8 ГПа или более и предпочтительнее 2,0 ГПа или более, и имеет превосходную пригодность к формованию (коэффициент раздачи отверстия), а также в отношении условий горячей штамповки. В результате было обнаружено, что в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки (холоднокатаная листовая сталь перед горячей штамповкой), более благоприятная пригодность к формованию, чем когда-либо, и, таким образом, произведение TS×λ предела прочности при растяжении TS и коэффициента раздачи отверстия λ, составляющее 50000 МПа·% или более, можно обеспечивать (i) в отношении состава стали, устанавливая надлежащее соотношение содержания Si, содержания Mn и содержания C, (ii) регулируя содержание (относительную площадь) феррита и содержание (относительную площадь) мартенсита на заданных уровнях и (iii) регулируя обжатие при прокатке в процессе холодной прокатки таким образом, чтобы устанавливать соотношение твердости (разность твердости) мартенсита между поверхностной частью толщины листа (поверхностной частью) и центральной частью толщины листа (центральной частью) листовой стали и распределение твердости мартенсита в центральной части в определенном интервале. Холоднокатаная листовая сталь перед горячей штамповкой представляет собой холоднокатаную листовую сталь в таком состоянии, в котором при нагревании в процессе горячей штамповки, в котором листовая сталь нагревается до уровня от 750°C до 1000°C, осуществляется ее обработка и охлаждение. Кроме того, было обнаружено, что, когда горячая штамповка осуществляется в отношении холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки в условиях горячей штамповки, которые описаны ниже, соотношение твердости мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью листовой стали и распределение твердости мартенсита в центральной части почти сохраняются даже после горячей штамповки, и может быть получена горячештампованная сталь, имеющая высокую прочность и превосходную пригодность к формованию, у которой произведение TS×λ составляет 50000 МПа·% или более. Кроме того, было также подтверждено, что оказывается также эффективным подавление сегрегации MnS в центральной части толщины листа холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки в целях улучшения пригодности к формованию (коэффициента раздачи отверстия) горячештампованной стали.

Кроме того, было также обнаружено, что в процессе холодной прокатки оказывается также эффективным регулирование доли обжатия при холодной прокатке в каждой клети, считая от наиболее ранней клети до третьей клети, в суммарном обжатии при холодной прокатке (совокупном обжатии при прокатке) в пределах конкретного интервала в целях регулирования твердости мартенсита. На основании вышеописанных наблюдений авторы настоящего изобретения обнаружили разнообразные аспекты настоящего изобретения, которые описаны ниже. Кроме того, было обнаружено, что данные эффекты не ухудшаются даже в том случае, когда гальванизацию погружением, гальванизацию с отжигом, электролитическую гальванизацию и алюминирование осуществляют в отношении холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки.

(1) Таким образом, согласно первому аспекту настоящего изобретения предлагается горячештампованная сталь, содержащая (масс. %), C: от более чем 0,150% до 0,300%, Si: от 0,010% до 1,000%, Mn: от 1,50% до 2,70%, P: от 0,001% до 0,060%, S: от 0,001% до 0,010%, N: от 0,0005% до 0,0100%, Al: от 0,010% до 0,050%, и необязательно один или несколько из следующих элементов: B: от 0,0005% до 0,0020%, Mo: от 0,01% до 0,50%, Cr: от 0,01% до 0,50%, V: от 0,001% до 0,100%, Ti: от 0,001% до 0,100%, Nb: от 0,001% до 0,050%, Ni: от 0,01% до 1,00%, Cu: от 0,01% до 1,00%, Ca: от 0,0005% до 0,0050%, РЗМ: от 0,0005% до 0,0050%, и остальное Fe и неизбежные примеси, причем, когда [C] представляет собой содержание C, выраженное в массовых процентах, [Si] представляет собой содержание Si, выраженное в массовых процентах, и [Mn] представляет собой содержание Mn, выраженное в массовых процентах, выполняется следующее соотношение (a), металлографическая структура содержит 80% или более мартенсита по относительной площади и необязательно дополнительно содержит одну или несколько из следующих фаз: 10% или менее перлита по относительной площади, 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему, 20% или менее феррита по относительной площади, и менее чем 20% бейнита по относительной площади, произведение TS×λ предела прочности при растяжении TS и коэффициент раздачи отверстия λ составляет 50000 МПа·% или более, и твердость мартенсита, которая измеряется наноиндентором, удовлетворяет следующему соотношению (b) и следующему соотношению (c).

Здесь H1 представляет собой среднюю твердость мартенсита в поверхностной части, H2 представляет собой среднюю твердость мартенсита в центральной части толщины листа, которая представляет собой область, имеющую ширину ±100 мкм в направлении толщины от центра толщины листа, и σHM представляет собой изменение твердости мартенсита, которая существует в центральной части толщины листа.

(2) У горячештампованной стали согласно представленному выше п. (1) относительная площадь MnS, существующего в металлографической структуре и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга от 0,1 мкм до 10 мкм, может составлять 0,01% или менее, и может выполняться следующее соотношение (d):

Здесь n1 представляет собой среднечисленную плотность на 10000 мкм² MnS на четверти толщины листа, и n2 представляет собой среднечисленную плотность на 10000 мкм² MnS в центральной части толщины листа.

(3) У горячештампованной стали согласно представленному выше п. (1) или (2) поверхность может подвергаться гальванизации погружением.

(4) У горячештампованной стали согласно представленному выше п. (3) гальванизация погружением может включать гальванизацию с отжигом.

(5) У горячештампованной стали согласно представленному выше п. (1) или (2) поверхность может дополнительно подвергаться электролитической гальванизации.

(6) У горячештампованной стали согласно представленному выше п. (1) или (2) поверхность может дополнительно подвергаться алюминированию.

(7) Согласно следующему аспекту настоящего изобретения предлагается способ изготовления горячештампованной стали, включающий литье расплавленной стали, имеющей химический состав согласно представленному выше п. (1), и получение стали; нагревание стали; горячую прокатку стали на стане горячей прокатки, имеющем множество клетей; сматывание стали после горячей прокатки; травление стали после сматывания; холодную прокатку стали после травления на стане холодной прокатки, имеющем множество клетей в условиях, удовлетворяющих следующему соотношению (e); отжиг, в котором сталь нагревается при температуре от 700°C до 850°C и охлаждается после холодной прокатки; дрессировку стали после отжига; и горячую штамповку, в которой сталь нагревается до температуры, составляющей 750°C или более, при скорости повышения температуры, составляющей 5°C/сек или более, подвергается формованию в данном температурном интервале и охлаждается до уровня от 20°C до 300°C при скорости охлаждения, составляющей 10°C/сек или более, после дрессировки.

Здесь ri представляет собой индивидуальное обжатие при холодной прокатке (%) в клети № i, считая от наиболее ранней клети, среди множества клетей в процессе холодной прокатки, где i составляет 1, 2 или 3 и r представляет собой суммарное обжатие при холодной прокатке (%) в процессе холодной прокатки.

(8) В способе изготовления горячештампованной стали согласно представленному выше п. (7), когда CT, выраженная в °C, представляет собой температуру сматывания; [C] представляет собой содержание C, выраженное в массовых процентах, [Si] представляет собой содержание Si, выраженное в массовых процентах, [Mn] представляет собой содержание Mn, выраженное в массовых процентах, в стали; и [Mo] представляет собой содержание Mo, выраженное в массовых процентах, в стали, может выполняться следующее соотношение (f):

(9) В способе изготовления горячештампованной стали согласно представленному выше п. (7) или (8), когда T, выраженная в °C, представляет собой температуру нагревания в процессе нагревания; t, выраженная в минутах, представляет собой продолжительность нагревания в печи; и [Mn] представляет собой содержание Mn, выраженное в массовых процентах, и [S] представляет собой содержание S, выраженное в массовых процентах, в стали, может выполняться следующее соотношение (g):

(10) Способ изготовления горячештампованной стали согласно любому из приведенных выше пп. (7)-(9) может дополнительно включать гальванизацию отжигом и дрессировкой.

(11) Способ изготовления горячештампованной стали согласно представленному выше п. (10) может дополнительно включать легирование между гальванизацией погружением и дрессировкой.

(12) Способ изготовления горячештампованной стали согласно любому из приведенных выше пп. (7)-(9) может дополнительно включать электролитическую гальванизацию между дрессировкой и горячей штамповкой.

(13) Способ изготовления горячештампованной стали согласно любому из приведенных выше пп. (7)-(9) может дополнительно включать алюминирование между отжигом и дрессировкой.

Эффекты изобретения

Согласно настоящему изобретению, поскольку устанавливается надлежащее соотношение содержания C, содержания Mn и содержания Si, и твердость мартенсита, которая измеряется наноиндентором, устанавливается на надлежащем уровне в формованном изделии после горячей штамповки, оказывается возможным получение горячештампованной стали, имеющей благоприятный коэффициент раздачи отверстия.

Краткое описание чертежей

Фиг. 1 представляет график, иллюстрирующий соотношение между (5×[Si]+[Mn])/[C] и TS×λ.

Фиг. 2A представляет график, иллюстрирующий обоснование для соотношения (b) и соотношение (c), причем данный график иллюстрирует соотношение между H2/H1 и σHM горячештампованной стали.

Фиг. 2B представляет график, иллюстрирующий обоснование для соотношения (c), причем данный график иллюстрирует соотношение между σHM и TS×λ.

Фиг. 3 представляет график, иллюстрирующий соотношение между n2/n1 и TS×λ до и после горячей штамповки, а также иллюстрирующий обоснование для соотношения (d).

Фиг. 4 представляет график, иллюстрирующий соотношение между 1,5×r1/r+1,2×r2/r+r3/r и H2/H1, а также иллюстрирующий обоснование для соотношения (e).

Фиг. 5А представляет график, иллюстрирующий взаимосвязь между соотношением (f) и содержанием мартенсита.

Фиг. 5B представляет график, иллюстрирующий взаимосвязь между соотношением (f) и относительным содержанием перлита.

Фиг. 6 представляет график, иллюстрирующий соотношение между T×ln(t)/(1,7×[Mn]+[S]) и TS×λ, а также иллюстрирующий обоснование для соотношения (g).

Фиг. 7 представляет вид в перспективе горячештампованной стали, используемой в примере.

Фиг. 8 представляет технологическую схему, иллюстрирующую способ изготовления горячештампованной стали согласно варианту осуществления настоящего изобретения.

Варианты осуществления изобретения

Как описано выше, важно установить надлежащее соотношение содержания Si, содержания Mn и содержания C и, кроме того, установить надлежащую твердость мартенсита в заданном положении, чтобы улучшить пригодность к формованию (коэффициент раздачи отверстия) горячештампованной стали. Таким образом, до настоящего времени не были проведены исследования в связи с соотношением между пригодностью к формованию горячештампованной стали и твердостью мартенсита.

Далее вариант осуществления настоящего изобретения будет описан более подробно.

Сначала будут описаны причины ограничения химического состава, которые должны соблюдаться в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки (в том числе гальванизированной погружением холоднокатаной листовой стали или алюминированной холоднокатаной листовой стали, которая в некоторых случаях называется термином «холоднокатаная листовая сталь согласно варианту осуществления» или просто «холоднокатаная листовая сталь для горячей штамповки»), и при использовании которой получается горячештампованная сталь согласно варианту осуществления настоящего изобретения (также называется термином «горячештампованная сталь согласно варианту осуществления настоящего изобретения» или в некоторых случаях просто «горячештампованная сталь»). Далее проценты в описании содержания индивидуальных компонентов означают массовые проценты. Поскольку содержание компонентов, образующих химический состав листовой стали, не изменяется в процессе горячей штамповки, данный химический состав является одинаковым в случае холоднокатаной листовой стали и горячештампованной стали, для которой используется холоднокатаная листовая сталь.

C: от более чем 0,150% до 0,300%

Углерод представляет собой важный элемент, который упрочняет феррит и мартенсит и увеличивает прочность стали. Однако, когда содержание C составляет 0,150% или менее, достаточное количество мартенсита не может быть получено и оказывается невозможным достаточное увеличение прочности. С другой стороны, когда содержание C превышает 0,300%, растяжимость и коэффициент раздачи отверстия в значительной степени ухудшается. Таким образом, интервал содержания C устанавливается на уровне, составляющем 0,150% или более чем и 0,300% или менее.

Si: от 0,010% до 1,000%

Кремний представляет собой важный элемент, который подавляет образование вредного карбида, и получается множество фаз, включающих главным образом феррит и мартенсит. Однако, когда содержание Si превышает 1,000%, растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается, и свойство химического превращения также ухудшается. Таким образом, содержание Si устанавливается на уровне, составляющем 1,000% или менее. Кроме того, Si добавляется для раскисления, но эффект раскисления не является достаточным при содержании Si, составляющем менее чем 0,010%. Таким образом, содержание Si устанавливается на уровне, составляющем 0,010% или более.

Al: от 0,010% до 0,050%

Алюминий представляет собой важный элемент, который используется как раскислитель. Для получения эффекта раскисления количество Al устанавливается на уровне, составляющем 0,010% или более. С другой стороны, даже в том случае, когда Al добавляется в чрезмерном количестве, вышеописанный эффект насыщается, и, наоборот, сталь становится хрупкой, и TS×λ уменьшается. Таким образом, количество Al устанавливается в интервале от 0,010% до 0,050%.

Mn: от 1,50% до 2,70%

Марганец представляет собой важный элемент для улучшения закаливаемости и упрочнения стали. Однако, когда содержание Mn составляет менее чем 1,50%, оказывается невозможным достаточное увеличение прочности. С другой стороны, когда содержание Mn превышает 2,70%, закаливаемость становится избыточной, и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Таким образом, содержание Mn устанавливается на уровне, составляющем 1,50% до 2,70%. В том случае, когда требуется более высокая растяжимость, содержание Mn желательно устанавливается на уровне, составляющем 2,00% или менее.

P: от 0,001% до 0,060%

При большом содержании фосфор сегрегируется на границах зерен и ухудшается локальная растяжимость и свариваемость. Таким образом, содержание P устанавливается на уровне, составляющем 0,060% или менее. Содержание P желательно является меньшим, но предельное уменьшение содержания P приводит к увеличению стоимости рафинирования, и, таким образом, содержание P желательно устанавливается на уровне, составляющем 0,001% или более.

S: от 0,001% до 0,010%

Сера представляет собой элемент, который образует MnS и в значительной степени ухудшает локальную растяжимость или свариваемость. Таким образом, верхний предел содержания S устанавливается на уровне, составляющем 0,010%. Кроме того, содержание S желательно является меньшим; однако вследствие проблемы стоимости рафинирования нижний предел содержания S желательно устанавливается на уровне, составляющем 0,001%.

N: от 0,0005% до 0,0100%

Азот представляет собой важный элемент, который осаждается в форме AlN и подобного и уменьшает размер кристаллических зерен. Однако, когда содержание N превышает 0,0100%, остается твердый раствор азота и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Таким образом, содержание N устанавливается на уровне, составляющем 0,0100% или менее. Содержание N желательно является меньшим; однако вследствие проблемы стоимости рафинирования нижний предел содержания N желательно устанавливается на уровне, составляющем 0,0005%.

Холоднокатаная листовая сталь согласно варианту осуществления имеет основной состав, включающий вышеописанные элементы, и остальная масса представляет собой железо и неизбежные примеси, однако в некоторых случаях включает, по меньшей мере, один элемент из таких, как Nb, Ti, V, Mo, Cr, Ca, РЗМ (редкоземельные металлы), Cu, Ni и B в качестве элементов, которые до настоящего времени использовались в количестве, которое равняется или составляет менее чем верхний предел, описанный ниже, чтобы улучшать прочность, регулировать форму сульфида или оксида и подобного. Вышеописанные химические элементы необязательно добавляются в листовую сталь, и, таким образом, соответствующий нижний предел составляет 0%.

Ниобий, титан и ванадий представляют собой элементы, которые осаждаются в форме тонкодисперсных карбонитридов и упрочняют сталь. Кроме того, молибден и хром представляют собой элементы, которые увеличивают закаливаемость и упрочняют сталь. Для получения вышеописанных эффектов оказывается желательным включение 0,001% или более Nb, 0,001% или более Ti, 0,001% или более V, 0,01% или более Mo и 0,01% или более Cr. Однако даже в том случае, когда сталь содержит более чем 0,050% Nb, более чем 0,100% Ti, более чем 0,100% V, более чем 0,50% Mo и более чем 0,50% Cr, эффект увеличения прочности насыщается и вызывается ухудшение растяжимости или коэффициента раздачи отверстия. Таким образом, верхние пределы Nb, Ti, V, Mo и Cr устанавливаются на уровне 0,050%, 0,100%, 0,100%, 0,50% и 0,50% соответственно.

Кальций регулирует форму сульфида или оксида и улучшает локальную растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. Для получения вышеописанного эффекта оказывается желательным содержание 0,0005% или более Ca. Однако, поскольку избыточное добавление ухудшает пригодность к обработке, верхний предел содержания Ca устанавливается на уровне, составляющем 0,0050%.

Аналогично кальцию, редкоземельные металлы (РЗМ) регулируют форму сульфида и оксида и улучшают локальную растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. Для получения вышеописанного эффекта оказывается желательным содержание 0,0005% или более РЗМ. Однако, поскольку избыточное добавление ухудшает пригодность к обработке, верхний предел содержания РЗМ устанавливается на уровне, составляющем 0,0050%.

Сталь может дополнительно включать от 0,01% до 1,00% Cu, от 0,01% до 1,00% Ni и от 0,0005% до 0,0020% B. Вышеописанные элементы также могут улучшать закаливаемость и увеличивать прочность стали. Однако для получения вышеописанного эффекта оказывается желательным содержание 0,01% или более Cu, 0,01% или более Ni и 0,0005% или более B. При содержании, которое является равным или составляет менее чем вышеописанные количества, оказывается малым эффект упрочнения стали. С другой стороны, даже в том случае, когда добавляется более чем 1,00% Cu, более чем 1,00% Ni и более чем 0,0020% В, эффект увеличения прочности насыщается и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Таким образом, верхний предел содержания Cu устанавливается на уровне, составляющем 1,00%, верхний предел содержания Ni устанавливается на уровне, составляющем 1,00%, и верхний предел содержания В устанавливается на уровне, составляющем 0,0020%.

В том случае, когда включаются В, Мо, Сr, V, Ti, Nb, Ni, Cu, Са и РЗМ, присутствует по меньшей мере один из данных элементов. Остальную массу стали составляют железо и неизбежные примеси. В качестве неизбежных примесей могут дополнительно присутствовать элементы, которые не представляют собой вышеописанные элементы (например, Sn, As и подобные), при том условии, что не ухудшаются характеристики. Когда В, Мо, Сr, V, Ti, Nb, Ni, Сu, Са и РЗМ присутствуют в количествах, которые составляют менее чем вышеописанные нижние пределы, данные элементы рассматриваются в качестве неизбежных примесей.

Кроме того, у горячештампованной стали согласно варианту осуществления, когда [С] представляет собой содержание С (масс. %), [Si] представляет собой содержание Si (масс. %) и [Мn] представляет собой содержание Мn (масс. %), оказывается важным выполнение следующего соотношения (а) для получения достаточного коэффициента раздачи отверстия, как проиллюстрировано на фиг. 1.

Когда значение (5×[Si]+[Мn])/[С] составляет 10 или менее, ТS×λ, становится равным менее чем 50000 МПа·% и оказывается невозможным получение достаточного коэффициента раздачи отверстия. Это объясняется тем, что, когда содержание C является высоким, твердость твердой фазы становится чрезмерно высокой, и разность между твердостью твердой фазы и твердостью мягкой фазы становится значительной, и в результате этого значение λ ухудшается, а когда содержание Si или содержание Mn является низким, TS также становится низким. Таким образом, оказывается необходимым установление содержания каждого элемента в вышеописанных интервалах и, кроме того, регулирование баланса между количествами данных элементов. Поскольку значение соотношения (5×[Si]+[Mn])/[C] не изменяется даже после горячей штамповки, как описано выше, данное соотношение предпочтительно выполняется при изготовлении холоднокатаной листовой стали. Однако даже в том случае, когда выполняется соотношение (5×[Si]+[Mn])/[C]≥10, в том случае, когда H2/H1 или σHM, которые описаны ниже, не удовлетворяют данным условиям, достаточный коэффициент раздачи отверстия не может быть получен. На фиг. 1 условное обозначение «после горячей штамповки» представляет собой горячештампованную сталь, и условное обозначение «перед горячей штамповкой» представляет собой холоднокатаную листовую сталь для горячей штамповки.

Как правило, именно мартенсит, а не феррит определяет пригодность к формованию (коэффициент раздачи отверстия) холоднокатаной листовой стали, имеющей металлографическую структуру, главным образом, включающий феррит и мартенсит. Авторы настоящего изобретения выполнили всесторонние исследования в отношении соотношения между твердостью и пригодностью к формованию, такой как растяжимость или коэффициент раздачи отверстия, и долей мартенсита. В результате было обнаружено, что, когда соотношение твердости (разность твердости) мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью толщины листа и распределение твердости мартенсита в центральной части толщины листа находятся в заданном состоянии в отношении пригодности к формованию в процессе горячей штамповке, согласно варианту осуществления, как проиллюстрировано на фиг. 2A и 2B, становится благоприятной пригодность к формованию, то есть растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. Кроме того, было выяснено, что, когда соотношение твердости и распределение твердости находятся в заданном интервале в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, используемой в процессе горячей штамповки, пригодность к формованию, согласно варианту осуществления, соотношение твердости и распределение твердости почти сохраняются также у горячештампованной стали, и становится благоприятной пригодность к формованию, то есть растяжимость или коэффициент раздачи отверстия. Это объясняется тем, что распределение твердости мартенсита, который образуется в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, также производит значительное воздействие на горячештампованную сталь после горячей штамповки. Как считается, это обусловлено, в частности, тем, что легирующие элементы, сконцентрированные в центральной части толщины листа, по-прежнему сохраняются в состоянии концентрации в центральной части даже после осуществления горячей штамповки. Таким образом, в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, в том случае, когда разность твердости мартенсита между поверхностной частью толщины листа и центральной частью толщины листа является большой, или в том случае, в котором изменение твердости мартенсита является большим в центральной части толщины листа, у горячештампованной стали получаются также аналогичное соотношение твердости и аналогичное изменение. На фиг. 2A и 2B условное обозначение «после горячей штамповки» представляет собой горячештампованную сталь, и условное обозначение «перед горячей штамповкой» представляет собой холоднокатаную листовую сталь для горячей штамповки.

Авторы настоящего изобретения также обнаружили, что, в отношении твердости измерения мартенсита, которая измеряется наноиндентором, изготовленным компанией Hysitron Corporation, при увеличении в 1000 раз, когда выполняются следующее соотношение (b) и следующее соотношение (c), улучшается пригодность к формованию горячештампованной стали. Здесь H1 представляет собой твердость мартенсита в поверхностной части толщины листа, которая представляет собой область, имеющую ширину 200 мкм в направлении толщины от наиболее внешнего слоя горячештампованной стали. Значение H2 представляет собой твердость мартенсита в центральной части толщины листа горячештампованной стали, то есть в области, имеющей ширину ±100 мкм в направлении толщины от центральной части толщины листа. Значение σHM представляет собой изменение твердости мартенсита, которое существует в области, имеющей ширину 200 мкм в направлении толщины в центральной части толщины листа горячештампованной стали. Каждое из значений H1, H2 и σHM получается по результатам измерений в 300 точках. Область, имеющая ширину 200 мкм в направлении толщины в центральной части толщины листа, представляет собой область, имеющую центр в середине толщины листа и имеющую размер, который составляет 200 мкм в направлении толщины.

Кроме того, здесь «изменение» представляет собой значение, получаемое с использованием следующего соотношения (h) и показывающее распределение твердости мартенсита.

Соотношение (h)

(h)

Величина x_ave представляет собой среднее значение измеряемой твердости мартенсита, и x_i представляет собой твердость мартенсита в части № i.

Фиг. 2A иллюстрирует соотношения между твердостью мартенсита в поверхностной части и твердостью мартенсита в центральной части толщины листа горячештампованной стали и холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки. Кроме того, фиг. 2B в совокупности иллюстрирует изменение твердости мартенсита, которая существует в интервале ±100 мкм в направлении толщины листа от центра толщины листа горячештампованной стали и холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки. Как проиллюстрировано на фиг. 2A и 2B, соотношение твердости холоднокатаной листовой стали перед горячей штамповкой и соотношение твердости холоднокатаной листовой стали после горячей штамповки являются почти одинаковыми. Кроме того, значения изменения твердости мартенсита в центральной части толщины листа также являются почти одинаковыми в холоднокатаной листовой стали перед горячей штамповкой и в холоднокатаной листовой стали после горячей штамповки.

У горячештампованной стали значение H2/H1, составляющее 1,10 или более, показывает, что твердость мартенсита в центральной части толщины листа превышает в 1,10 или большее число раз твердость мартенсита в поверхностной части толщины листа. Таким образом, это показывает, что твердость в центральной части толщины листа становится чрезмерно высокой. Как проиллюстрировано на фиг. 2A, когда H2/H1 составляет 1,10 или более, σHM увеличивается до 20 или более. В данном случае TS×λ становится равным менее чем 50000 МПа·%, и, таким образом, достаточная пригодность к формованию не может быть получена после закалки горячештампованной стали. Теоретически, имеет место случай, в котором нижний предел H2/H1 становится одинаковым в центральной части толщины листа и в поверхностной части толщины листа, если не осуществляется специальная термическая обработка; однако в фактическом производственном процессе, с учетом производительности, нижний предел составляет, например, вплоть до приблизительно 1,005.

Изменение σHM горячештампованной стали, которая составляет 20 или более, показывает, что изменение твердости мартенсита является большим, и локально существуют части, в которых твердость является чрезмерно высокой. В данном случае TS×λ становится равным менее чем 50000 МПа·%. Таким образом, не может быть получена достаточная пригодность к формованию горячештампованной стали.

Далее будет описана металлографическая структура горячештампованной стали согласно варианту осуществления. Относительная площадь мартенсита составляет 80% или более у горячештампованной стали согласно варианту осуществления. Когда относительная площадь мартенсита составляет менее чем 80%, не может быть получена достаточная прочность, которая требуется в настоящее время для горячештампованной стали (например, 1,5 ГПа). Таким образом, относительная площадь мартенсита устанавливается на уровне, составляющем 80% или более. Все или основные части металлографической структуры горячештампованной стали занимает мартенсит, и могут дополнительно содержаться одна или несколько из следующих фаз: от 0% до 10% перлита по относительной площади, от 0% до 5% остаточного аустенита по относительному объему, от 0% до 20% феррита по относительной площади и от 0% до менее чем 20% бейнита по относительной площади. Хотя имеет место случай, в котором присутствует от 0% до 20% феррита в зависимости от условий горячей штамповки, не существует проблемы прочности после горячей штамповки в вышеописанном интервале. Когда остаточный аустенит присутствует в металлографической структуре, становится вероятным развитие таких характеристик, как хрупкость при вторичной обработке и замедленное разрушение. Таким образом, оказывается предпочтительным практическое отсутствие остаточного аустенита; однако неизбежно может содержаться 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему. Поскольку перлит представляет собой твердую и хрупкую структуру, оказывается предпочтительным отсутствие перлита; однако неизбежно может содержаться вплоть до 10% перлита по относительной площади. Бейнит представляет собой структуру, которая может образовываться как остаточная структура, и может содержаться данная структура, которая является средней в отношении прочности или пригодности к формованию. Доля бейнита может составлять вплоть до менее чем 20% по относительной площади. Согласно варианту осуществления металлографические структуры феррита, бейнита и перлита наблюдали посредством травления спиртовым раствором азотной кислоты, и металлографическую структуру мартенсита наблюдали посредством травления водным раствором метабисульфита натрия и спиртовым раствором пикриновой кислоты. Все металлографические структуры наблюдали на четверти толщины листа, используя оптический микроскоп с увеличением в 1000 раз. Объемное соотношение остаточного аустенита измеряли, используя рентгеновский дифрактометр, после шлифования листовой стали вплоть до четверти толщины листа.

Далее будет описана желательная металлографическая структура холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, которая используется в изготовлении горячештампованной стали согласно варианту осуществления. На металлографическую структуру горячештампованной стали влияет металлографическая структура холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки. Таким образом, когда регулируется металлографическая структура холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, становится легким получение вышеописанной металлографической структуры у горячештампованной стали. В холоднокатаной листовой стали согласно варианту осуществления относительная площадь феррита желательно составляет от 40% до 90%. Когда относительная площадь феррита составляет менее чем 40%, прочность становится чрезмерно высокой даже перед горячей штамповкой, и имеет место случай, в котором форма горячештампованной стали ухудшается, или становится затруднительным вырезание образца. Таким образом, относительная площадь феррита перед горячей штамповкой желательно устанавливается на уровне, составляющем 40% или более. Кроме того, в холоднокатаной листовой стали согласно варианту осуществления, поскольку количество легирующих элементов является большим, оказывается затруднительным установление относительной площади феррита на уровне, составляющем более чем 90%. В металлографической структуре, помимо феррита, содержится мартенсит, и его относительная площадь желательно составляет от 10% до 60%. Сумма относительной площади феррита и относительной площади мартенсита составляет желательно 60% или более перед горячей штамповкой. Металлографическая структура может дополнительно включать один или несколько из следующих фаз: перлит, бейнит и остаточный аустенит. Однако, когда остаточный аустенит присутствует в металлографической структуре, вероятным становится ухудшение характеристик хрупкости при вторичной обработке и замедленного разрушения, и, таким образом, оказывается предпочтительным, что практически не содержится остаточный аустенит. Однако неизбежно может содержаться 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему. Поскольку перлит представляет собой твердую и хрупкую структуру, перлит предпочтительно не содержится; однако неизбежно может содержаться вплоть до 10% перлита по относительной площади. По такой же причине, как описано выше, может содержаться вплоть до 20% или менее бейнита в качестве остаточной структуры. Аналогично холоднокатаной листовой стали перед горячей штамповкой, металлографические структуры феррита, бейнита и перлита наблюдали посредством травления ниталем и металлографическую структуру мартенсита наблюдали посредством травления водным раствором метабисульфита натрия и спиртовым раствором пикриновой кислоты. Все металлографические структуры наблюдали на четверти толщины листа, используя оптический микроскоп с увеличением в 1000 раз. Объемное соотношение остаточного аустенита измеряли, используя рентгеновский дифрактометр, после шлифования листовой стали вплоть до четверти толщины листа.

Кроме того, у горячештампованной стали согласно варианту осуществления определяли твердость мартенсита, которая измеряется наноиндентором при увеличении в 1000 раз (индентационная твердость (ГПа или Н/мм²), или значение, получаемое посредством пересчета индентационной твердости в твердость по Виккерсу (HV)). В процессе обычного исследования твердости по Виккерсу (Vickers) образующееся углубление становится большим, чем мартенсит. Таким образом, могут быть получены макроскопическая твердость мартенсита и его периферические структуры (феррит и т.п.), но оказывается невозможным определение твердости самого мартенсита. Поскольку на пригодность к формованию, в том числе на коэффициент раздачи отверстия, в значительной степени влияет твердость самого мартенсита, оказывается затруднительной достаточная оценка пригодности к формованию с использованием только твердости по Виккерсу. С другой стороны, у горячештампованной стали согласно варианту осуществления, поскольку соотношение твердости мартенсита, которая измеряется наноиндентором, и состояния изменчивости регулируются в пределах надлежащего интервала, оказывается возможным получение максимально благоприятной пригодности к формованию.

MnS наблюдали в положении четверти толщины листа (положении, которое находится на четверти толщины листа вглубь от поверхности) и в центральной части толщины листа горячештампованной стали. В результате было обнаружено, что относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм до 10 мкм, составляла 0,01% или менее, и как проиллюстрировано на фиг. 3, выполняется следующее соотношение (d), что является предпочтительным для благоприятного и устойчивого получения TS×λ≥50000 МПа·%.

Здесь n1 представляет собой среднечисленную плотность (среднечисленная плотность) (число зерен на 10000 мкм²) MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм до 10 мкм на единицу площади на четверти толщины листа горячештампованной стали, и n2 представляет собой среднечисленную плотность (среднечисленная плотность) (число зерен на 10000 мкм²) MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм до 10 мкм на единицу площади в центральной части толщины листа горячештампованной стали.

Считается, что причина, по которой пригодность к формованию улучшается в том случае, когда относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм до 10 мкм, составляет 0,01% или менее, заключается в том, что, когда осуществляется исследование раздачи отверстия, если существует MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм или более, поскольку напряжение концентрируется вблизи него, становится вероятным возникновение растрескивания. Причина, по которой не учитывается MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет менее чем 0,1 мкм, заключается в том, что влияние на концентрацию напряжений является малым, и причина, по которой не учитывается MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет более чем 10 мкм, заключается в том, что MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет более чем 10 мкм, первоначально не является подходящим для обработки. Кроме того, когда относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм до 10 мкм, превышает 0,01%, становится легким образование трещин вследствие того, что распространяется концентрация напряжений. Таким образом, имеет место случай, в котором коэффициент раздачи отверстия ухудшается. Кроме того, нижний предел относительной площади MnS не ограничивается определенным образом, но оказывается обоснованным установление нижнего предела на уровне, составляющем 0,0001% или более, поскольку установление нижнего предела на уровне, составляющем менее чем 0,0001%, учитывая способ измерения, описанный ниже, ограничения увеличения и поля зрения, содержание Mn или S, а также мощность десульфирующей обработки оказывает воздействие на производительность и стоимость.

Когда относительная площадь MnS, у которого диаметр эквивалентного по площади круга составляет 0,1 мкм до 10 мкм, у горячештампованной стали составляет более чем 0,01%, как описано выше, пригодность к формованию, вероятно, ухудшается вследствие концентрации напряжений. Значение n2/n1, которое составляет 1,5 или более, у горячештампованной стали показывает, что среднечисленная плотность MnS в центральной части толщины листа горячештампованной стали превышает в 1,5 или большее число раз среднечисленную плотность MnS на четверти толщины листа горячештампованной стали. В данном случае пригодность к формованию, вероятно, ухудшается вследствие сегрегации MnS в центральной части толщины листа. Согласно варианту осуществления, диаметр эквивалентного по площади круга и среднечисленную плотность MnS измеряли, используя полевой эмиссионный сканирующий электронный микроскоп (Fe-SEM), изготовленный компанией JEOL Ltd. Использовали 1000-кратное увеличение, и измеряемая область поля зрения составляла 0,12×0,09 мм² (=10800 мкм²~ 10000 мкм²). Десять полей зрения наблюдали в положении на четверти толщины листа от поверхности (на четверти толщины листа) и десять полей зрения наблюдали в центральной части толщины листа. Относительная площадь MnS была вычислена с использованием программного обеспечения для анализа частиц. Согласно варианту осуществления MnS наблюдали в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, а также в горячештампованной стали. В результате было обнаружено, что форма MnS, который образовывался перед горячей штамповкой (в холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки), не изменялась даже у горячештампованной стали (после горячей штамповки). Фиг. 3 представляет изображение, иллюстрирующее соотношение между n2/n1 и TS×λ горячештампованной стали, а также иллюстрирует оценку результатов измерения среднечисленной плотности MnS на четверти толщины листа и в центральной части толщины листа холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки с использованием таких же обозначений, как для горячештампованной стали. На фиг. 3 условное обозначение «после горячей штамповки» представляет собой горячештампованную сталь, и условное обозначение «перед горячей штамповкой» представляет собой холоднокатаную листовую сталь для горячей штамповки. Как проиллюстрировано на фиг. 3, n2/n1 (соотношение MnS на четверти толщины листа и в центральной части толщины листа) холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки и горячештампованной стали является почти одинаковым. Это объясняется тем, что форма MnS не изменяется при температуре нагревания в процессе горячей штамповки.

Горячештампованная сталь согласно варианту осуществления получается, например, посредством нагревания холоднокатаной листовой стали согласно варианту осуществления до 750°C-1000°C при скорости повышения температуры, составляющей 5°C/сек до 500°C/сек, формования (обработки) листовой стали в течение от одной секунды до 120 секунд и охлаждения листовой стали до температуры, составляющей от 20°C до 300°C при скорости охлаждения, составляющей от 10°C/сек до 1000°C/сек. Получаемая горячештампованная сталь имеет предел прочности при растяжении, составляющий от 1500 МПа до 2200 МПа, и можно получать значительный эффект улучшения пригодности к формованию, в частности, в листовой стали, имеющей высокую прочность, составляющую приблизительно от 1800 МПа до 2000 МПа.

Оказывается предпочтительным осуществление гальванизации, например гальванизации погружением, гальванизации с отжигом, электролитической гальванизации или алюминирования горячештампованной стали согласно варианту осуществления в целях предупреждения коррозии. В том случае, когда покрытие образуется на горячештампованной стали, слой покрытия не изменяется в вышеописанных условиях горячей штамповки, и, таким образом, покрытие может быть образовано на холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки. Даже в том случае, когда вышеописанное покрытие образуется на горячештампованной стали, не ухудшаются эффекты согласно варианту осуществления. Вышеописанные покрытия можно изготавливать, используя хорошо известный способ.

Далее будут описаны способ изготовления холоднокатаной листовой стали согласно варианту осуществления и горячештампованной стали согласно варианту осуществления, получаемой посредством горячей штамповки холоднокатаной листовой стали.

Когда изготавливается холоднокатаная листовая сталь согласно варианту осуществления, в качестве обычного условия, расплавленную сталь, получаемую таким образом, чтобы иметь вышеописанный химический состав, непрерывно разливают после конвертера, и в результате этого получается плоская заготовка. В процессе непрерывного литья, когда скорость литья является высокой, включения Ti и подобного становятся чрезмерно тонкодисперсными. С другой стороны, когда скорость литья является низкой, производительность ухудшается, и, следовательно, вышеописанные включения укрупняются таким образом, что уменьшается число частиц, и имеет место случай, в котором другие характеристики, такие как замедленное разрушение, невозможно регулировать. Таким образом, скорость литья желательно составляет от 1,0 м/мин до 2,5 м/мин.

Плоская заготовка после плавления и литья может подвергаться горячей прокатке в состоянии после литья. В качестве альтернативы, в том случае, когда плоская заготовка охлаждается до температуры, составляющей не менее чем 1100°C, оказывается возможным повторное нагревание плоской заготовки до температуры, составляющей от 1100°C до 1300°C в туннельной печи и подобном, и осуществление горячей прокатки плоской заготовки. Когда температура плоской заготовки в процессе горячей прокатки составляет менее чем 1100°C, оказывается затруднительным обеспечение температуры обработки в процессе горячей прокатки, что вызывает ухудшение растяжимости. Кроме того, в листовой стали, в которую добавляются Ti или Nb, растворение включений становится недостаточным в процессе нагревания, и это вызывает уменьшение прочности. С другой стороны, когда температура плоской заготовки составляет более чем 1300°C, образование выделений становится значительным, и существует проблема того, что может оказаться неосуществимым обеспечение благоприятного качества поверхности листовой стали.

Кроме того, для уменьшения относительной площади MnS, когда [Mn] представляет собой содержание Mn (масс. %) и [S] представляет собой содержание S (масс. %) в стали, оказывается предпочтительным, чтобы температура T (°C) нагревательной печи перед осуществлением горячей прокатки, продолжительность нагревания в печи t (минут), [Mn] и [S] удовлетворяли следующему соотношению (g), как проиллюстрировано на фиг. 6.

Когда значение T×ln(t)/(1,7×[Mn]+[S]) равняется или составляет менее чем 1500, относительная площадь MnS становится большой и имеет место случай, в котором разность между количеством MnS на четверти толщины листа и количеством MnS в центральной части толщины листа становится большой. Температура нагревательной печи перед осуществлением горячей прокатки представляет собой температуру выпуска на стороне выпуска нагревательной печи, и продолжительность нагревания в печи представляет собой период времени от введения плоской заготовки в горячую нагревательную печь до извлечения плоской заготовки из нагревательной печи. Поскольку MnS не изменяется в процессе горячей прокатки или горячей штамповки, как описано выше, оказывается предпочтительным, что выполняется соотношение (g) в процессе нагревания плоской заготовки. Вышеописанный ln представляет собой натуральный логарифм.

После этого осуществляется горячая прокатка согласно традиционному способу. При этом оказывается желательным установление конечной температуры обработки (конечной температуры горячей прокатки) на уровне от температуры Ar3 до 970°C и осуществление горячей прокатки плоской заготовки. Когда конечная температура обработки составляет менее чем температура Ar3, существует проблема того, что прокатка может представлять собой прокатку в двухфазной области, содержащей феррит (α) и аустенит (γ), и растяжимость может ухудшаться. С другой стороны, когда конечная температура обработки составляет более чем 970°C, увеличивается размер зерен аустенита, относительное содержание феррита становится малым, и существует проблема того, что растяжимость может ухудшаться.

Температуру Ar3 можно определять по точке перегиба после осуществления исследования на приборе Formastor и измерению изменения длины исследуемого образца в ответ на изменение температуры.

После горячей прокатки сталь охлаждается при средней скорости охлаждения, составляющей от 20°C/сек до 500°C/сек, и сматывается при заданной температуре сматывания CT°C. В том случае, когда скорость охлаждения составляет менее чем 20°C/сек, становится вероятным образование перлита, который вызывает ухудшение растяжимости, что не является предпочтительным.

С другой стороны, верхний предел скорости охлаждения не ограничивается определенным образом, но верхний предел скорости охлаждения желательно устанавливается на уровне, составляющем приблизительно 500°C/сек, с точки зрения технических условий установки, но не ограничивается этим.

После сматывания осуществляется травление, а затем осуществляется холодная прокатка. При этом, как проиллюстрировано на фиг. 4, осуществляется холодная прокатка в условиях, в которых следующее соотношение (e) выполняется, чтобы получить интервал, удовлетворяющий вышеописанному соотношению (b). Когда вышеописанная прокатка, а и затем отжиг, охлаждение и т.п. осуществляются в описанных ниже условиях, соотношение TS×λ≥50000 МПа·% может быть получено в холоднокатаной листовой стали перед горячей штамповкой, и, кроме того, оказывается возможным обеспечение TS×λ≥50000 МПа·% у горячештампованной стали, для которой используется холоднокатаная листовая сталь. При этом холодная прокатка желательно осуществляется на многоклетьевом прокатном стане, в котором линейно располагается множество прокатных клетей, где листовая сталь непрерывно прокатывается в одном направлении, и в результате этого получается заданная толщина

Здесь ri (i=1, 2 или 3) представляет собой индивидуальное целевое обжатие при холодной прокатке (%) в клети № i (i=1, 2, 3), считая от наиболее ранней клети, в процессе холодной прокатки, и r представляет собой суммарное целевое обжатие при холодной прокатке (%) в процессе холодной прокатки.

Суммарное обжатие при холодной прокатке представляет собой так называемое совокупное уменьшение по отношению к толщине листа на впуске первой клети и составляет процентную долю совокупного обжатия (разность между толщиной листа на впуске перед первым проходом и толщиной листа на выпуске после заключительного прохода) по отношению к вышеописанной исходной толщине.

Когда осуществляется холодная прокатка в условиях, в которых выполняется вышеописанное соотношение (e), оказывается возможным достаточное сокращение перлита в процессе холодной прокатки даже в том случае, когда большое содержание перлита существует перед холодной прокаткой. В результате оказывается возможным отжиг перлита или уменьшение относительной площади перлита до минимального уровня в процессе отжига, осуществляемого после холодной прокатки. Таким образом, становится легким получение структуры, которая удовлетворяет соотношению (b) и соотношению (c). С другой стороны, в том случае, когда соотношение (e) не выполняется, обжатия при холодной прокатке в верхних по потоку клетях не являются достаточными, и, вероятно, остается большое содержание перлита. В результате оказывается невозможным образование мартенсита, имеющего желательную форму, в процессе отжига.

Кроме того, авторы настоящего изобретения обнаружили, что в холоднокатаной листовой стали, подвергнутой прокатке, которая удовлетворяет соотношению (e), оказалось возможным сохранение формы мартенситной структуры, получаемой после отжига, почти в неизменном состоянии даже в том случае, когда горячая штамповка осуществляется после этого, и растяжимость или коэффициент раздачи отверстия принимает предпочтительное значение. В том случае, когда холоднокатаная листовая сталь для горячей штамповки согласно варианту осуществления нагревается вплоть до аустенитной области в процессе горячей штамповки, твердая фаза, содержащая мартенсит, превращается в аустенит, имеющий высокое содержание C, и ферритная фаза превращается в аустенит, имеющий низкое содержание C. Когда аустенит охлаждается после этого, аустенит образует твердую фазу, содержащую мартенсит. Таким образом, когда горячая штамповка осуществляется в отношении листовой стали для горячей штамповки, имеющей твердость мартенсита, таким образом, чтобы выполнялось соотношение (e) (таким образом, чтобы сохранять вышеописанное соотношение H2/H1 в заданном интервале), вышеописанное соотношение H2/H1 достигает заданного интервала даже после горячей штамповки, и пригодность к формованию после горячей штамповки становится превосходной.

Согласно варианту осуществления r, r1, r2 и r3 представляют собой целевые обжатия при холодной прокатке. Как правило, целевое обжатие при холодной прокатке и фактическое обжатие при холодной прокатке регулируются таким образом, чтобы принимать практически одинаковое значение, и осуществляется холодная прокатка. Не является предпочтительным осуществление целевой холодной прокатки после необязательного получения фактического обжатия при холодной прокатке, отличного от обжатия при холодной прокатке. В том случае, когда становится большой разность между целевым обжатием при прокатке и фактическим обжатием при прокатке, оказывается возможным рассмотрение варианта осуществления, согласно которому фактическое обжатие при холодной прокатке удовлетворяет соотношению (e). Фактическое обжатие при холодной прокатке предпочтительно находится в интервале ±10% обжатия при холодной прокатке.

После холодной прокатки осуществляется отжиг. Когда осуществляется отжиг, вызывается перекристаллизация в листовой стали и образуется желательный мартенсит. Что касается температуры отжига, оказывается предпочтительным осуществление отжига посредством нагревания листовой стали в интервале от 700°C до 850°C согласно традиционному способу и охлаждение листовой стали до 20°C или до температуры, при которой осуществляется поверхностная обработка, такая как гальванизация погружением. Когда отжиг осуществляется в вышеописанном интервале, оказывается возможным обеспечение желательной относительной площади феррита и желательной относительной площади мартенсита и получение суммы относительной площади феррита и относительной площади мартенсита, составляющей 60% или более, улучшается TS×λ.

Другие условия, помимо температуры отжига, не ограничиваются определенным образом, но нижний предел продолжительности нагревания при температуре от 700°C до 850°C составляет предпочтительно одну секунду или более, чтобы надежно получалась заданная структура, например, до приблизительно 10 минут, при том условии, что не ухудшается производительность. Оказывается предпочтительным надлежащее определение скорости повышения температуры до 1°C/сек до верхнего предела возможности оборудования, например 1000°C/сек, и надлежащее определение скорости охлаждения от 1°C/сек до верхнего предела возможности оборудования, например 500°C/сек. Дрессировка может осуществляться с использованием традиционного способа. Коэффициент растяжения при дрессировке составляет, как правило, приблизительно от 0,2% до 5%, и оказывается предпочтительным, когда предотвращается растяжение до предела текучести, и форма листовой стали может быть исправлена.

В качестве еще более предпочтительного условия настоящего изобретения, когда [C] представляет собой содержание C (масс. %), [Mn] представляет собой содержание Mn (масс. %), [Si] представляет собой содержание Si (масс. %) и [Mo] представляет собой содержание Mo (масс. %) в стали, температура сматывания CT в процессе сматывания предпочтительно удовлетворяет следующему соотношению (f):

Когда температура сматывания CT составляет менее чем 560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo], то есть CT-(560-474×[C]-90×[Mn]-20×[Cr]-20×[Mo]) составляет менее нуля, как проиллюстрировано на фиг. 5A, мартенсит образуется в избыточном количестве, и листовая сталь становится чрезмерно твердой таким образом, что имеет место случай, в котором последующая холодная прокатка становится затруднительной. С другой стороны, когда температура сматывания CT составляет более чем 830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo], то есть СТ-(830-270×[C]-90×[Mn]-70×[Cr]-80×[Mo]) составляет более нуля, как проиллюстрировано на фиг. 5B, становится вероятным образование ленточной структуры, содержащей феррит и перлит. Кроме того, относительное содержание перлита в центральной части толщины листа, вероятно, становится высоким. Таким образом, ухудшается однородность распределения мартенсита, который образуется в последующем процессе отжига, и становится затруднительным выполнение вышеописанного соотношения (b). Кроме того, имеет место случай, в котором становится затруднительным образование достаточного количества мартенсита.

Когда соотношение (f) выполняется, феррит и твердая фаза имеют идеальную форму распределения перед горячей штамповкой, как описано выше. Кроме того, в данном случае C и подобное, вероятно, диффундируют однородным образом после того, как нагревание осуществляется в процессе горячей штамповки. Таким образом, форма распределения твердости мартенсита у горячештампованной стали становится приблизительно идеальной. Когда оказывается возможным более надежное обеспечение вышеописанной металлографической структуры посредством выполнения соотношения (f), пригодность к формованию горячештампованной стали становится превосходной.

Кроме того, чтобы улучшать способность предупреждения коррозии, оказывается также предпочтительным использование процесса гальванизации погружением, причем данную гальванизацию погружением осуществляют между процессом отжига и процессом дрессировки, а также осуществляют гальванизацию с отжигом на поверхности холоднокатаной листовой стали. Кроме того, оказывается также предпочтительным использование процесса легирования, причем данное легирование осуществляется между процессом гальванизации погружением и процессом дрессировки, и осуществляется гальванизация и отжиг посредством легирования слоя, полученного при гальванизации погружением. В том случае, когда осуществляется легирование, обработка, в которой отожженная и гальванизированная поверхность приводится в контакт с веществом, таким как водяной пар, окисляющим покрытую поверхность, в результате этого можно дополнительно осуществлять утолщение окисленной пленки на поверхности.

Кроме того, оказывается предпочтительным осуществление, например, процесса электролитической гальванизации, в котором осуществляется электролитическая гальванизация поверхности холоднокатаной листовой стали после процесса дрессировки, отличная от процесса гальванизации погружением и процесса гальванизации с отжигом. Кроме того, оказывается предпочтительным использование, вместо гальванизации погружением, процесса алюминирования, причем данное алюминирование осуществляется между процессом отжига и процессом дрессировки, и образование алюминиевого слоя на поверхности холоднокатаной листовой стали. Алюминирование, как правило, представляет собой горячее алюминирование погружением, которое является предпочтительным.

После ряда вышеописанных процессов обработки осуществляется горячая штамповка получаемой холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, и в результате этого получается горячештампованная сталь. В процессе горячей штамповки горячая штамповка желательно осуществляется, например, в следующих условиях. Сначала листовая сталь нагревается вплоть до 750°C-1000°C при скорости повышения температуры, составляющей от 5°C/сек до 500°C/сек. После нагревания обработка (формование) осуществляется в течение от одной секунды до 120 секунд. Для получения высокой прочности температура нагревания составляет предпочтительно более чем температура Ac3. Температуру Ac3 оценивали по точке перегиба длины исследуемого образца после осуществления исследования на приборе Formastor.

После этого оказывается предпочтительным охлаждение листовой стали до температуры, составляющей от 20°C до 300°C, при скорости охлаждения, составляющей, например, от 10°C/сек до 1000°C/сек. Когда температура нагревания составляет менее чем 750°C, относительное содержание мартенсита в горячештампованной стали не является достаточным, и прочность не может быть обеспечена. Когда температура нагревания составляет более чем 1000°C, листовая сталь становится чрезмерно мягкой, и в том случае, когда покрытие образуется на поверхности листовой стали, в частности в том случае, когда осуществляется цинкование, существует проблема того, что цинк может испаряться и выгорать, что не является предпочтительным. Таким образом, температура нагревания в процессе горячей штамповки составляет предпочтительно от 750°C до 1000°C. Когда скорость повышения температуры составляет менее чем 5°C/сек, поскольку регулирование данной скорости является затруднительным, и производительность в значительной степени ухудшается, оказывается предпочтительным нагревание листовой стали при скорости повышения температуры, составляющей 5°C/сек или более. С другой стороны, верхний предел скорости повышения температуры на уровне 500°C/сек обусловлен существующей нагревательной мощностью, но не ограничивается этим. При скорости охлаждения, составляющей менее чем 10°C/сек, поскольку регулирование данной скорости является затруднительным, и производительность также в значительной степени ухудшается, оказывается предпочтительным охлаждение листовой стали при скорости охлаждения, составляющей 10°C/сек или более. Верхний предел скорости охлаждения не ограничивается определенным образом, но составляет 1000°C/сек или менее, учитывая существующую охлаждающую мощность. Причина, по которой осуществляется увеличение температуры и обработка посредством формования в течение от одной секунды до 120 секунд, заключается в том, чтобы предотвратить испарение цинка и т.п. в том случае, когда гальванизацию погружением и т.п. осуществляют на поверхности листовой стали. Причина, по которой устанавливается температура охлаждения на уровне от 20°C (комнатная температура) до 300°C, заключается в том, чтобы в достаточной степени обеспечивать образование мартенсита и, следовательно, чтобы обеспечивать прочность после горячей штамповки.

Согласно описанному выше, когда выполняются вышеописанные условия, оказывается возможным изготовление горячештампованной стали, в которой распределение твердости или структура почти сохраняется даже после горячей штамповки, и, следовательно, обеспечивается прочность и более благоприятный коэффициент раздачи отверстия может быть получен.

Фиг. 8 иллюстрирует технологическую схему (процессы S1-S14) примерного способа изготовления, описанного выше.

Пример

Сталь, имеющую состав, который описан в таблице 1, непрерывно отливали при скорости литья, составляющей от 1,0 м/мин до 2,5 м/мин, после этого плоскую заготовку нагревали в нагревательной печи в условиях, представленных в таблице 2, согласно традиционному способу, в качестве отливки или немедленно после охлаждения стали, и горячую прокатку осуществляли при температуре конечной обработки, составляющей от 910°C до 930°C, и в результате этого получалась горячекатаная листовая сталь. После этого горячекатаную листовую сталь сматывали при температуре сматывания CT, которая представлена в таблице 2. После этого осадки на поверхности листовой стали удаляли посредством осуществления травления и толщину листа устанавливали в интервале от 1,2 мм до 1,4 мм в процессе холодной прокатки. При этом холодную прокатку осуществляли таким образом, чтобы значение соотношения (e) становилось равным значению, которое описано в таблице 2. После холодной прокатки отжиг осуществляли в непрерывной отжиговой печи при температуре отжига, представленной в таблицах 3 и 4. Часть листовой стали подвергали горячему цинкованию погружением в середине охлаждения после выдерживания в непрерывной отжиговой печи, и затем дополнительно осуществляли легирование части стали, и, таким образом, осуществляли гальванизацию с отжигом. Кроме того, часть листовой стали подвергали электролитическому цинкованию или алюминированию. Дрессировку осуществляли при коэффициенте растяжения, составлявшем 1%, согласно традиционному способу. В этом состоянии образец извлекали, чтобы исследовать качество материала и подобное холоднокатаной листовой стали для горячей штамповки, и осуществляли исследование качества материала и т.п. После этого, чтобы получить горячештампованную сталь, имеющую форму, которая проиллюстрирована на фиг. 7, осуществляли горячую штамповку, в процессе которой температуру увеличивали при скорости повышения температуры, составляющей 10°C/сек, листовую сталь выдерживали при температуре нагревания 850°C в течение 10 секунд и охлаждали до температуры 200°C или менее при скорости охлаждения, составляющей от 100°C/сек. Из получаемого формованного изделия вырезали образец в положении, представленном на фиг. 7, осуществляли исследование качества материала и наблюдение структуры и получали относительное содержание индивидуальных структур, среднечисленную плотность MnS, твердость, предел прочности при растяжении (TS), растяжимость (El), коэффициент раздачи отверстия (λ) и подобное. Результаты представлены в таблицах 3-8. Коэффициенты раздачи отверстия λ, представленные в таблицах 3-6, получали из следующего соотношения (i):

(i)

d': диаметр отверстия при проникновении трещины в толщину листа;

d: первоначальный диаметр отверстия

Что касается типов покрытия в таблицах 5 и 6, CR представляет собой не содержащую покрытия холоднокатаную листовую сталь, GI представляет собой осуществление гальванизации погружением, GA представляет собой осуществление гальванизации с отжигом, EG представляет собой осуществление электролитической гальванизации, и Al представляет собой осуществление алюминирования.

Количество 0 в таблице 1 показывает, что данное количество равняется или составляет менее чем нижний предел измерений.

Определения G и B в таблицах 2, 7 и 8 имеют следующие значения:

G: целевое соотношение выполняется.

B: целевое соотношение не выполняется.

Таблица 1-1 

 

Таблица 1-2 

 

Таблица 2 

 

Таблица 3 

 Таблица 4 

 Таблица 5 

 Таблица 6 

 

Таблица 7 

 

Таблица 8 

 

Как показывают таблицы 1-8, когда условия настоящего изобретения выполняются, оказывается возможным получение горячештампованной стали, для которой используется высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, у которой произведение TS×λ составляет не менее чем 50000 МПа·%.

Промышленная применимость

Согласно настоящему изобретению, поскольку устанавливается надлежащее соотношение содержания C, содержания Mn и содержания Si и надлежащая твердость, которая измеряется наноиндентором, придается мартенситу, оказывается возможным изготовление горячештампованной стали, которая обеспечивает прочность, составляющую 1,5 ГПа или более, и имеет более благоприятный коэффициент раздачи отверстия.

Краткое описание условных обозначений

S1: процесс плавления

S2: процесс литья

S3: процесс нагревания

S4: процесс горячей прокатки

S5: процесс сматывания

S6: процесс травления

S7: процесс холодной прокатки

S8: процесс отжига

S9: процесс дрессировки

S10: процесс горячей штамповки

S11: процесс гальванизации

S12: процесс легирования

S13: процесс алюминирования

S14: процесс электролитической гальванизации

Реферат

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению горячештампованной стали, используемой в автомобилестроении. Сталь содержит, в мас.%: C: от более чем 0,150 до 0,300, Si: от 0,010 до 1,000, Mn: от 1,50 до 2,70, P: от 0,001 до 0,060, S: от 0,001 до 0,010, N: от 0,0005 до 0,0100, Al: от 0,010 до 0,050 и необязательно один или несколько из следующих элементов: B: от 0,0005 до 0,0020, Mo: от 0,01 до 0,50, Cr: от 0,01 до 0,50, V: от 0,001 до 0,100, Ti: от 0,001 до 0,100, Nb: от 0,001 до 0,050, Ni: от 0,01 до 1,00, Cu: от 0,01 до 1,00, Ca: от 0,0005 до 0,0050 и РЗМ: от 0,0005 до 0,0050, остальное Fe и неизбежные примеси. Металлографическая структура содержит 80% или более мартенсита по относительной площади и необязательно дополнительно содержит одну или несколько из следующих фаз: 10% или менее перлита по относительной площади, 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему, 20% или менее феррита по относительной площади и менее чем 20% бейнита по относительной площади. Произведение TS×λ предела прочности при растяжении TS и коэффициента раздачи отверстия λ составляет 50000 МПа·% или более. Обеспечиваются высокая прочность и способность листа к формованию и раздаче отверстия. 2 н. и 11 з.п. ф-лы, 8 ил., 8 табл., 1 пр.

Формула

1. Горячештампованная сталь, содержащая, в мас.%:
С: от более чем 0,150 до 0,300
Si: от 0,010 до 1,000
Mn: от 1,50 до 2,70
P: от 0,001 до 0,060
S: от 0,001 до 0,010
N: от 0,0005 до 0,0100
Al: от 0,010 до 0,050 и
необязательно один или несколько из следующих элементов:
В: от 0,0005 до 0,0020
Мо: от 0,01 до 0,50
Cr: от 0,01 до 0,50
V: от 0,001 до 0,100
Ti: от 0,001 до 0,100
Nb: от 0,001 до 0,050
Ni: от 0,01 до 1,00
Cu: от 0,01 до 1,00
Са: от 0,0005 до 0,0050 и
РЗМ: от 0,0005 до 0,0050
остальное Fe и неизбежные примеси,
в которой выполняется следующее соотношение (а):

где [С] представляет собой содержание С, выраженное в массовых процентах, [Si] представляет собой содержание Si, выраженное в массовых процентах, и [Mn] представляет собой содержание Mn, выраженное в массовых процентах,
металлографическая структура содержит 80% или более мартенсита по относительной площади и необязательно содержит дополнительно одну или несколько из следующих фаз: 10% или менее перлита по относительной площади, 5% или менее остаточного аустенита по относительному объему, 20% или менее феррита по относительной площади и менее чем 20% бейнита по относительной площади,
произведение TS×λ, предела прочности при растяжении TS и коэффициента раздачи отверстия λ составляет 50000 МПа·% или более, и
твердость мартенсита, измеряемая наноиндентором, удовлетворяет следующему соотношению (b) и следующему соотношению (с):

где H1 представляет собой среднюю твердость мартенсита в поверхностной части, Н2 представляет собой среднюю твердость мартенсита в центральной части толщины листа, которая представляет собой область, имеющую ширину ±100 мкм в направлении толщины от центра толщины листа, и σНМ представляет собой изменение твердости мартенсита, которая существует в центральной части толщины листа.

2. Горячештампованная сталь по п.1, в которой относительная площадь MnS, присутствующего в металлографической структуре и имеющего диаметр эквивалентного по площади круга от 0,1 мкм до 10 мкм, составляет 0,01% или менее, и выполняется следующее соотношение (d):

где n1 представляет собой среднечисленную плотность на 10000 мкм² MnS на четверти толщины листа и n2 представляет собой среднечисленную плотность на 10000 мкм² MnS в центральной части толщины листа.

7. Способ изготовления горячештампованной стали по п.1, включающий следующие стадии:
литье расплавленной стали;
нагревание стали;
горячую прокатку стали с использованием многоклетьевого стана горячей прокатки;
сматывание стали после горячей прокатки;
травление стали после сматывания;
холодную прокатку стали после травления с использованием многоклетьевого стана холодной прокатки при условиях, удовлетворяющих следующему соотношению (е):

где r1, r2, r3 представляют собой индивидуальные обжатия при холодной прокатке в первой, второй и третей клетях многоклетьевого стана холодной прокатки, выраженное в процентах (%), а r представляет собой суммарное обжатие при холодной прокатке, выраженное в процентах (%),
отжиг, в котором сталь нагревают при температуре от 700°C до 850°C и охлаждают после холодной прокатки;
дрессировку стали после отжига; и
горячую штамповку, в которой сталь нагревают до температуры, составляющей 750°C или более, при скорости повышения температуры, составляющей 5°C/сек или более, подвергают формованию в данном температурном интервале, и охлаждают до уровня от 20°C до 300°C при скорости охлаждения, составляющей 10°C/сек или более, после дрессировки.

8. Способ по п.7, в котором, когда СТ, выраженная в °C, представляет собой температуру сматывания, [С] представляет собой содержание С, выраженное в массовых процентах, [Mn] представляет собой содержание Mn, выраженное в массовых процентах, [Cr] представляет собой содержание Cr, выраженное в массовых процентах, и [Мо] представляет собой содержание Мо, выраженное в массовых процентах, в стали, выполняется следующее соотношение (f):

.

9. Способ по п.7 или 8, в котором, когда Т, выраженная в °C, представляет собой температуру нагревания, t, выраженная в минутах, представляет собой продолжительность нагревания в печи, и [Mn] представляет собой содержание Mn, выраженное в массовых процентах, и [S] представляет собой содержание S, выраженное в массовых процентах, в стали, выполняется следующее соотношение (g):

.