Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, и способ его изготовления

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения локальной деформируемости стального листа без существенного снижения относительного удлинения и прочности получен высокопрочный горячекатаный стальной лист, который содержит, в мас.%, С от 0,07 до 0,20, Si от 0,001 до 2,5, Mn от 0,01 до 4,0, Р от 0,001 до 0,15, S от 0,0005 до 0,03, Al от 0,001 до 2,0, N 0,0005 до 0,01, О от 0,0005 до 0,01, железо и неизбежные примеси - остальное, причем доля площади бейнита в металлографической структуре составляет 95% или более, причем в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> составляет 4,0 или менее, и полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет 5,0 или менее, и среднеобъемный диаметр кристаллических зерен в металлографической структуре составляет 10 мкм или менее. 2 н. и 8 з.п. ф-лы, 5 табл., 8 ил.

 

[Область техники, к которой относится изобретение]

[0001] Настоящее изобретение относится к высокопрочному горячекатаному стальному листу, имеющему превосходную локальную деформируемость для гибки, отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и тому подобного и к способу его изготовления.

Настоящая заявка основана на предшествующей Японской Патентной Заявке № 2011-089250, поданной 13 апреля 2011 года, и испрашивает приоритет согласно указанной заявке, полное содержание которой включено в настоящее описание посредством ссылки.

[Уровень техники]

[0002] Для сокращения выбросов газообразного диоксида углерода из автомобилей стимулировалось снижение веса кузовов автомобильных транспортных средств с использованием высокопрочных стальных листов. Кроме того, чтобы также обеспечить безопасность пассажиров также в возрастающем масштабе использовался высокопрочный стальной лист для кузова автомобильных транспортных средств, в дополнение к листу из мягкой стали.

[0003] Чтобы содействовать снижению веса кузовов автомобильных транспортных средств, в дальнейшем необходимо повышать применяемый уровень прочности высокопрочного стального листа в большей степени, чем обычно. Для применения высокопрочного стального листа, например, в деталях нижней части кузова должна быть повышена локальная деформируемость для снятия грата.

[0004] Однако, когда прочность стального листа в целом возрастает, снижается формуемость, и, как описано в Непатентном Документе 1, снижается равномерное относительное удлинение, важное для вытяжки и выгибания. В отличие от этого, в Непатентном Документе 2 представлен способ обеспечения равномерного относительного удлинения даже при одинаковой прочности путем создания сложной металлографической структуры стального листа.

[0005] При этом также раскрыт метод регулирования металлографической структуры стального листа, который повышает локальную деформируемость, которая проявляется в изгибании, расширении отверстия и снятии грата. Непатентный Документ 3 сообщает, что регулирование включений, делающее структуру однородной, и дополнительное снижение разности в величинах твердости между структурами являются эффективными для улучшения изгибаемости и способности к расширению отверстия. Тем самым улучшают способность к расширению отверстия, делая структуру однородной путем регулирования структуры.

[0006] Для достижения прогресса в плане прочности и пластичности Непатентный Документ 4 предлагает способ, в котором регулирование металлографической структуры (регулирование образования выделившихся фаз и контроль структурных превращений) выполняют регулированием условий охлаждения после горячей прокатки, тем самым получая надлежащие фракции проэвтектоидного феррита в качестве мягкой фазы и бейнита.

[0007] Между тем, Патентный Документ 1 раскрывает способ, в котором регулируют конечную температуру горячей прокатки, степень обжатия и температурный диапазон чистовой прокатки, стимулируют рекристаллизацию аустенита, подавляют развитие обусловленной прокаткой текстуры и делают беспорядочными кристаллографические ориентации, тем самым повышая прочность, пластичность и способность к расширению отверстия.

[Предшествующий уровень техники]

[Патентный Документ]

[0008] Патентный Документ 1: Японская Выложенная Патентная Публикация № 2009-263718.

[Непатентный Документ]

[0009] Непатентный Документ 1: автор Kishida, журнал «Nippon Steel Technical Report» (1999), № 371, стр. 13.

Непатентный Документ 2: авторы O. Matsumura и др., журнал «Trans. ISIJ» (1987), том 27, стр. 570.

Непатентный Документ 3: авторы Kato и др., журнал «Steelmaking Research» (1984), том 312, стр. 41.

Непатентный Документ 4: авторы K. Sugimoto и др., журнал «ISIJ International» (2000), том 40, стр. 920.

[Сущность изобретения]

[Проблемы, разрешаемые изобретением]

[0010] Основным фактором ухудшения локальной деформируемости является «неоднородность» разности величин твердости между структурами, неметаллические включения, развитая текстура прокатки и тому подобные. Среди них наиболее действенный фактор представляет собой «разность величин твердости между структурами», раскрытую в Непатентном Документе 3. Кроме того, эффективным фактором регулирования является «развитая текстура прокатки», представленная в Патентном Документе 1.

[0011] Эти факторы сочетаются сложным образом и определяют локальную деформируемость стального листа. Для максимизации улучшенного предела локальной деформируемости путем контроля текстуры выполняют регулирование структуры сложным образом, причем необходимо устранить «неоднородность», обусловливаемую «разностью величин твердости между структурами», в такой мере, насколько возможно.

[0012] Настоящее изобретение предоставляет высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, обеспечивающую повышение локальной пластичности высокопрочного стального листа, а также улучшение анизотропии в стальном листе путем превращения структуры стали в металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, наряду с контролем текстуры, и способ его изготовления.

[Средства разрешения задачи]

[0013] Согласно традиционным представлениям улучшения способности к расширению отверстия, изгибаемости и тому подобного производились регулированием включений, созданием тонкодисперсных выделившихся фаз, гомогенизацией структуры, превращением структур в однофазное состояние, сокращением разности величин твердости между структурами и тому подобным путем. Однако этого недостаточно, чтобы осуществлять влияние на анизотропию высокопрочного стального листа, к которому добавлены Nb, Ti и тому подобные элементы. Это создает такие проблемы, что теряются другие структурообразующие элементы, ограничивается направление, по которому отбирается материал перед формованием, и тому подобное, и ограничивается применение высокопрочного стального листа.

[0014] Таким образом, для повышения способности к расширению отверстия и обрабатываемости в условиях гибки высокопрочного стального листа авторы настоящего изобретения сосредоточили внимание на эффекте текстуры стального листа, и исследовали, и подробно изучили этот эффект. В результате стало ясно, что путем регулирования интенсивностей ориентаций конкретных групп кристаллографических ориентаций локальная деформируемость резко повышается без существенного снижения относительного удлинения и прочности.

[0015] Момент, который следует особенно подчеркнуть, состоит в том, что авторы настоящего изобретения обнаружили, что повышенный предел локальной деформируемости при контроле текстуры в огромной степени соотносится со структурой стали, и структура стали оказывается металлографической структурой, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, тем самым делая возможной максимизацию повышенного предела локальной деформируемости при том, что обеспечивается прочность стали.

[0016] Дополнительно, авторы настоящего изобретения нашли, что в структуре, в которой контролируются интенсивности ориентаций конкретной группы кристаллографических ориентаций, локальная пластичность в значительной мере обусловливается размером кристаллических зерен. В общем и целом, в структуре, в которой смешаны образуемые при низкой температуре фазы (бейнит, мартенсит и тому подобные), определение кристаллических зерен является чрезвычайно нечетким, и их количественная оценка является затруднительной.

[0017] В отличие от этого, авторы настоящего изобретения нашли, что можно разрешить проблему количественной оценки кристаллических зерен, если определить «зеренный блок» кристаллических зерен следующим образом.

[0018] «Зеренный блок» кристаллических зерен, определяемый в настоящем изобретении, находят следующим образом в анализе ориентаций стального листа с помощью метода EBSP (анализа дифракционной картины обратно-отраженных электронов). То есть в анализе ориентаций стального листа методом EBSP, например, ориентации измеряют при 1500-кратных увеличениях с шагом измерения 0,5 мкм или менее, и положение, в котором разориентация между соседними точками измерения превышает 15º, приписывают границе между кристаллическими зернами. Затем область, окруженную этой границей, определяют как «зеренный блок» кристаллических зерен.

[0019] В отношении кристаллических зерен в зеренном блоке, определенном таким образом, получают диаметр d эквивалентной окружности, и объем кристаллических зерен каждого зеренного блока получается равным 4/3πd³. Затем рассчитывают средневзвешенный объем и получают среднеобъемный диаметр (Среднеобъемный Диаметр).

[0020] Настоящее изобретение выполнено на основе вышеописанного знания, и его сущность состоит в следующем.

[0021]

[1] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, содержит:

в % по массе,

С: не менее 0,07% и не более 0,20%;

Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;

Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;

Р: не менее 0,001% и не более 0,15%;

S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;

Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;

N: не менее 0,0005% и не более 0,01%;

О: не менее 0,0005% и не более 0,01%; и

остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями, причем доля площади бейнита в металлографической структуре составляет 95% или более,

причем в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, представленной соответствующими кристаллографическими ориентациями {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, и {223}<110>, составляет 4,0 или менее, и полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет 5,0 или менее, и

среднеобъемный диаметр кристаллических зерен в металлографической структуре составляет 10 мкм или менее.

[2] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], в котором

в отношении кристаллических зерен бейнита содержание кристаллических зерен, в которых отношение длины dL в направлении прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt равно 3,0 или менее, составляет 50% или более.

[3] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:

элемент одного типа или двух или более типов из

в % по массе,

Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%,

Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%,

V: не менее 0,001% и не более 1,0%, и

W: не менее 0,001% и не более 1,0%.

[4] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:

элемент одного типа или двух или более типов из

в % по массе,

В: не менее 0,0001% и не более 0,0050%,

Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%,

Cr: не менее 0,001% и не более 2,0%,

Cu: не менее 0,001% и не более 2,0%,

Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%,

Со: не менее 0,0001% и не более 1,0%,

Sn: не менее 0,0001% и не более 0,2%,

Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%, и

As: не менее 0,0001% и не более 0,50%.

[5] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:

элемент одного типа или двух или более типов из

в % по массе,

Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%,

REM (редкоземельные элементы): не менее 0,0001% и не более 0,1%, и

Са: не менее 0,0001% и не более 0,010%.

[6] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость, который включает стадии, в которых:

на стальной заготовке, содержащей:

в % по массе,

С: не менее 0,07% и не более 0,20%;

Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;

Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;

Р: не менее 0,001% и не более 0,15%;

S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;

Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;

N: не менее 0,0005% и не более 0,01%;

О: не менее 0,0005% и не более 0,01%; и

остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями,

выполняют первую горячую прокатку, в которой проводят прокатку со степенью обжатия 40% или более один раз или более в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С;

регулируют диаметр аустенитного зерна на величину 200 мкм или менее первой горячей прокаткой;

выполняют вторую горячую прокатку, в которой проводят прокатку со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз в температурном диапазоне не ниже, чем температура Т1 + 30°С, и не выше, чем Т1 + 200°С, согласно нижеприведенному Выражению (1);

регулируют сумму степеней обжатия при второй горячей прокатке на 50% или более;

выполняют конечное обжатие при степени обжатия 30% или более во второй горячей прокатке и затем начинают первичное охлаждение таким образом, чтобы время выдержки t секунд удовлетворяло нижеприведенному Выражению (2);

регулируют среднюю скорость охлаждения в первичном охлаждении на 50°С/секунду или более и выполняют первичное охлаждение таким образом, чтобы изменение температуры происходило в диапазоне не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С;

начинают вторичное охлаждение после завершения первичного охлаждения;

выполняют охлаждение до температуры в диапазоне не ниже температуры точки Ае₃ - 50°С и не выше 700°С, со средней скоростью охлаждения 15°С/секунду или более при вторичном охлаждении; и

выполняют намотку в рулон при температуре от выше 350ºC до 650°С, причем

T1 (°С)=850+10 × (C+N) × Mn+350 × Nb+250 × Ti+40 × B+10 × Cr+100 × Mo+100 × V... (1)

t≤2,5×t1.... (2), где

t1 получается согласно нижеприведенному Выражению (3):

t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)²-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1...(3), где в вышеуказанном Выражении (3) Tf представляет температуру стальной заготовки, полученной после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и Р1 представляет степень обжатия при конечном обжатии на уровне 30% или более.

[7] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором

сумма степеней обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С составляет 30% или менее.

[8] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором

время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2а):

t<t1... (2а)

[9] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором

время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2b):

t1≤t≤t1×2,5..... (2b)

[10] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором первичное охлаждение начинают между прокатными клетями.

[Эффект изобретения]

[0022] Согласно настоящему изобретению возможно создание высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость, необходимую для гибки, отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и тому подобного, и пригодного для изготовления автомобильных деталей и тому подобных, контролированием текстуры и структуры стали стального листа.

[0023] [ФИГ. 1] ФИГ. 1 представляет вид, показывающий взаимосвязь между средним значением полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> и соотношением «толщина листа/минимальный радиус изгиба»;

[ФИГ. 2] ФИГ. 2 представляет вид, показывающий взаимосвязь между полюсной плотностью кристаллографической ориентации {332}<113> и соотношением «толщина листа/минимальный радиус изгиба»;

[ФИГ. 3] ФИГ. 3 представляет вид, показывающий взаимосвязь между числом прокаток при степени обжатия 40% или более в черновой прокатке и диаметром аустенитного зерна в черновой прокатке;

[ФИГ. 4] ФИГ. 4 представляет вид, показывающий взаимосвязь между степенью обжатия при температуре от Т1 + 30 до Т1 + 200°С и средним значением полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>;

[ФИГ. 5] ФИГ. 5 представляет вид, показывающий взаимосвязь между степенью обжатия при температуре от Т1 + 30 до Т1 + 200°С и полюсной плотностью кристаллографической ориентации {332}<113>;

[ФИГ. 6] ФИГ. 6 представляет пояснительный вид технологической линии непрерывной горячей прокатки;

[ФИГ. 7] ФИГ. 7 представляет вид, показывающий взаимосвязь между прочностью и способностью к расширению отверстия соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей; и

[ФИГ. 8] ФИГ. 8 представляет вид, показывающий взаимосвязь между прочностью и изгибаемостью соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей.

[Вариант осуществления изобретения]

[0024] Далее будет разъяснено содержание настоящего изобретения.

[0025] (Кристаллографическая ориентация)

Будет разъяснено среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> и полюсной плотности кристаллографической ориентации {332}<113> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа.

[0026] В высокопрочном горячекатаном стальном листе согласно настоящему изобретению (который далее иногда будет называться «стальным листом согласно настоящему изобретению») особенно важную характеристическую величину представляет среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа.

[0027] Когда измерение рентгеновской дифракции выполняют в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, для получения отношений интенсивностей соответствующих ориентаций на произвольном образце, как показано в ФИГ. 1, найдено, что среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> составляет менее 4,0, удовлетворяется соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5», которое требуется для обработки каркасной детали. В дополнение, найдено, что, когда структура стали представляет собой металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, удовлетворяется соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥2,5».

[0028] Когда требуются способность к расширению отверстия и мало ограниченная изгибаемость, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> желательно составляет менее 3,0.

[0029] Когда вышеописанное среднее значение составляет 4,0 или более, становится исключительно высокой анизотропия механических характеристик стального листа, и дополнительно улучшается локальная деформируемость в конкретном направлении, но по направлению, отличному от конкретного направления, материал значительно ухудшается, приводя к тому, что становится невозможным удовлетворение отношения «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5». С другой стороны, когда вышеописанное среднее значение становится меньшим, чем 0,5, что является труднодостижимым в современном общем процессе непрерывной горячей прокатки, возникает проблема ухудшения локальной деформируемости.

[0030] В группу ориентаций от {100}<011> до {223}<110> входят ориентации {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>.

[0031] Полюсная плотность синонимична отношению произвольных интенсивностей рентгеновского излучения. Полюсная плотность (отношение произвольных интенсивностей рентгеновского излучения) представляет собой численное значение, полученное измерением интенсивностей рентгеновского излучения на стандартном образце, не имеющем скопления с конкретной ориентацией, и испытательного образца, в одних и тех же условиях с помощью рентгеновской дифрактометрии или тому подобного, и делением полученной интенсивности рентгеновского излучения от испытательного образца на интенсивность рентгеновского излучения стандартного образца. Эта полюсная плотность может быть измерена любым методом из рентгеновской дифракции, метода EBSP (анализ дифракционной картины обратно-отраженных электронов) и метода ECP (анализ картины каналирования электронов).

[0032] Что касается полюсной плотности группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, то, например, полюсные плотности соответствующих ориентаций {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110> получают из трехмерной текстуры (ODF, функция распределения ориентаций), рассчитанной методом разложения в ряд с использованием многочисленных (предпочтительно трех или более) полюсных фигур из полюсных фигур {110}, {100}, {211} и {310}, измеренных этим методом, и выводят среднее арифметическое этих полюсных плотностей, и тем самым получают полюсную плотность вышеописанной группы ориентаций. Между прочим, когда невозможно получить интенсивности всех вышеописанных ориентаций, в качестве подстановки также может быть использовано среднее арифметическое полюсных плотностей соответственных ориентаций из {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> и {223}<110>.

[0033] Например, для полюсной плотности каждой из вышеописанных кристаллографических ориентаций может быть использована как таковая каждая интенсивность из (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] и (223)[1-10] при ϕ2=45º сечения в трехмерной текстуре.

[0034] По подобным же соображениям, полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> плоскости листа в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, должна составлять 5,0 или менее, как показано в ФИГ. 2. В той мере, насколько вышеописанная полюсная плотность составляет 5,0 или менее, может быть удовлетворено соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥1,5», которое требуется для обработки каркасной детали. Желательно, чтобы вышеописанная полюсная плотность составляла 3,0 или менее. В дополнение, найдено, что, когда структура стального листа согласно настоящему изобретению представляет собой металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более, удовлетворяется соотношение «толщина листа/радиус изгиба ≥2,5».

[0035] Когда полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет более 5,0, становится исключительно высокой анизотропия механических характеристик стального листа, и дополнительно улучшается локальная деформируемость по конкретному направлению, но по направлению, отличному от конкретного направления, материал значительно ухудшается, приводя к тому, что становится невозможным удовлетворение соотношения «толщина листа/радиус изгиба ≥2,5». С другой стороны, когда вышеописанная полюсная плотность становится менее 0,5, что является труднодостижимым в современном общем процессе непрерывной горячей прокатки, возникает проблема ухудшения локальной деформируемости.

[0036] Причина того, почему полюсные плотности кристаллографических ориентаций являются важными факторами для характеристики фиксации формы во время гибочной обработки, не обязательно является очевидной, но, будучи выведенной логическим путем, относится к характеристикам скольжения кристалла во время изгибной деформации.

[0037] Что касается образца, подвергаемого измерению рентгеновской дифракции, методом EBSP или методом ECP, то толщину стального листа сокращают до предварительно заданной толщины листа от поверхности механическим шлифованием или тому подобным способом. Затем устраняют напряжения химической полировкой, электролитической полировкой, или тому подобной, и изготавливают образец таким образом, что плоскостью измерения становится подходящая плоскость в области от 5/8 до 3/8 толщины листа. Например, на стальном образце с размером 30 мм в диаметре, вырезанном из положения в 1/4 W или 3/4 W ширины W листа, выполняют шлифование с тонкой полировкой (средняя шероховатость Ra по центральной линии профиля: от 0,4а до 1,5а). Затем устраняют напряжение химическим полированием или электролитическим полированием и изготавливают образец, который должен быть подвергнут измерению рентгеновской дифракции. Что касается направления по ширине листа, то желательно отбирать образец из стального листа в положении на 1/4 или 3/4 от концевого участка.

[0038] Разумеется, полюсная плотность удовлетворяет вышеописанному ограниченному диапазону полюсных плотностей не только в центральной области толщины листа, находящейся от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, но также во многих положениях по толщине листа, насколько возможно, и тем самым дополнительно улучшаются характеристика локальной пластичности (локальное относительное удлинение). Однако измерение проводят в диапазоне от 5/8 до 3/8 от поверхности стального листа, чтобы тем самым сделать возможным представление характеристики материала по всему стальному листу в целом. Таким образом, в качестве диапазона измерения предписывается область от 5/8 до 3/8 толщины листа.

[0039] Между прочим, кристаллографическая ориентация, представленная как {hkl}<uvw>, означает, что направление, перпендикулярное плоскости стального листа, является параллельным <hkl>, и направление прокатки параллельно <uvw>. В отношении кристаллографической ориентации, как правило, ориентация, перпендикулярная плоскости листа, представлена [hkl] или {hkl}, и ориентация, параллельная направлению прокатки, представлена (uvw) или <uvw>. Обозначения {hkl} и <uvw> представляют собой родовые термины для эквивалентных плоскостей, и каждое из обозначений [hkl] и (uvw) соответствует индивидуальной кристаллографической плоскости. То есть в настоящем изобретении целевой является объемно центрированная кубическая структура, и таким образом, например, плоскости (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) и (-1-1-1) являются эквивалентными до такой степени, что их невозможно различить. В таком случае эти ориентации совокупно обозначают как {111}. В ODF-представлении (функции распределения ориентаций) [hkl](uvw) также используется для выражения ориентаций других низкосимметричных кристаллических структур, и тем самым является общим выражением для каждой ориентации как [hkl](uvw), но в настоящем изобретении [hkl](uvw) и {hkl}<uvw> синонимичны друг другу. Измерение кристаллографической ориентации с помощью рентгеновского излучения выполняют согласно методу, описанному, например, автором Cullity в книге «Elements of X-Ray Diffraction» («Основы рентгеновской дифракции»), новое издание (опубликовано в 1986 году, перевод MATSUMURA, Gentaro, публикация фирмы AGNE Inc.), на страницах 274-296.

[0040] (Среднеобъемный диаметр кристаллических зерен)

Авторы настоящего изобретения обстоятельно исследовали контроль текстуры горячекатаного стального листа. В результате было найдено, что в условиях, когда текстуру контролируют, как описано выше, влияние кристаллических зерен в зеренном блоке на локальную пластичность является исключительно сильным, и кристаллические зерна делаются тонкодисперсными, тем самым обеспечивая возможность получения резкого повышения локальной пластичности. Между тем, как было описано выше, «зеренный блок» кристаллических зерен определяется таким образом, что положение, в котором разориентация превышает 15°, рассматривают как границу кристаллических зерен в анализе ориентаций стального листа методом EBSP.

[0041] Как было указано выше, причина того, почему улучшается локальная пластичность, не является очевидной. Однако, как предполагается, это обусловливается тем, что, когда текстура стального листа рандомизирована и кристаллические зерна получены тонкодисперсными, подавляется возникновение локальной концентрации напряжений микронного порядка, повышается однородность распределения деформаций, и напряжение равномерно рассеивается на микронном уровне.

[0042] Когда присутствуют более крупные кристаллические зерна, даже если их число невелико, становится значительным ухудшение локальной пластичности. Поэтому размер кристаллических зерен не представляет собой среднее значение ординарного размера, и среднеобъемный диаметр, определяемый как средневзвешенный объем, коррелирует с локальной пластичностью. Для получения эффекта повышения локальной пластичности среднеобъемный диаметр кристаллических зерен должен составлять 10 мкм или менее. Желательно, чтобы он был 7 мкм или менее, для обеспечения способности к расширению отверстия на более высоком уровне.

[0043] (Характеристика равноосности кристаллических зерен)

В результате дополнительного исследования локальной пластичности авторы настоящего изобретения нашли, что, когда характеристика равноосности кристаллических зерен является превосходной при условии, что удовлетворяются вышеописанная текстура и размер кристаллических зерен, локальная пластичность улучшается. В качестве показателя, описывающего характеристику равноосности кристаллических зерен, используют отношение длины dL по направлению прокатки к длине dt по направлению толщины листа: dL/dt. Затем, для улучшения локальной пластичности, необходимо, чтобы по меньшей мере 50% или более из кристаллических зерен, имеющих превосходную характеристику равноосности, в которых отношение dL/dt составляет 3,0 или менее, были в числе всех бейнитных кристаллических зерен. Когда вышеописанные кристаллические зерна, имеющие превосходную характеристику равноосности, составляют менее 50% бейнитных кристаллических зерен, локальная пластичность ухудшается.

[0044] (Химический состав)

Далее будут разъяснены обоснования для ограничения химического состава стального листа согласно настоящему изобретению. Между прочим, «%» применительно к химическому составу означает «% по массе».

[0045] С: не менее 0,07% и не более 0,20%

Углерод (С) представляет собой элемент, повышающий прочность, и требуется в количестве 0,07 или более. Его содержание предпочтительно составляет 0,08% или более. С другой стороны, когда содержание С превышает 0,20%, снижается свариваемость, и резко ухудшается обрабатываемость вследствие увеличения содержания твердой структуры, и тем самым верхний предел устанавливают на 0,20%. Когда содержание С превышает 0,10%, ухудшается формуемость, так что содержание С предпочтительно составляет 0,10% или менее.

[0046] Si: не менее 0,001% и не более 2,5%

Кремний (Si) представляет собой элемент, эффективный в повышении механической прочности стального листа, но когда содержание Si становится более 2,5%, ухудшается обрабатываемость, и происходит образование поверхностных дефектов, так что верхний предел регулируют на 2,5%. Когда содержание Si велико, ухудшается эффективность химической конверсионной обработки, так что предпочтительно оно составляет 1,0% или менее. Довести содержание Si в реальной стали до уровня менее 0,001% затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,001%. Он предпочтительно составляет 0,01% или более.

[0047] Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%

Марганец (Mn) также представляет собой элемент, эффективный для повышения механической прочности стального листа, но когда содержание Mn становится свыше 4,0%, ухудшается обрабатываемость, так что верхний предел регулируют на 4,0%. Предпочтительно он составляет 3,3% или менее. Довести содержание Mn в реальной стали до уровня менее 0,01% затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,01%. Предпочтительно он составляет 0,07% или более.

[0048] Когда такие элементы, как Ti, который подавляет возникновение горячего растрескивания, обусловленного серой (S), добавлены в недостаточном количестве, кроме Mn, то желательно добавление Mn в количестве, удовлетворяющем отношению «Mn/S ≥20 в % по массе». Mn представляет собой элемент, который по мере повышения его содержания расширяет аустенитный температурный диапазон в сторону более низкой температуры, улучшает прокаливаемость и облегчает формирование структуры превращения при непрерывном охлаждении, имеющей превосходную обрабатываемость в отношении снятия грата. Этот эффект проявляется с трудом, когда содержание Mn составляет менее 1%, так что желательно добавление его в количестве 1% или более.

[0049] Р: не менее 0,001% и не более 0,15%

Фосфор (Р) представляет собой загрязняющий элемент и предотвращает ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей прокатки или холодной прокатки, так что верхний предел его содержания устанавливают на 0,15%. Предпочтительно он составляет 0,10% или менее и более предпочтительно 0,05% или менее. Снизить содержание Р до уровня ниже 0,001% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,001%.

[0050] S: не менее 0,0005% и не более 0,03%

Сера (S) представляет собой загрязняющий элемент и предотвращает ухудшение обрабатываемости и растрескивание во время горячей прокатки или холодной прокатки, так что верхний предел ее содержания устанавливают на 0,03%. Предпочтительно он составляет 0,01% и более предпочтительно 0,005% или менее. Снизить содержание S до уровня ниже 0,0005% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,0005%.

[0051] Al: не менее 0,001% и не более 2,0%

Для раскисления добавляют 0,001% или более алюминия (Al). Кроме того, Al значительно повышает точку превращения γ- в α-фазу, так что он является эффективным элементом, когда горячую прокатку проводят, в частности, при температуре точки Ar₃ или ниже. Однако, когда его слишком много, ухудшается свариваемость, так что верхний предел устанавливают на 2,0%.

[0052] Точка Ar₃ представляет собой температуру, при которой феррит начинает образовывать выделяющуюся фазу, когда сплав охлаждают в однофазной аустенитной области. В настоящем изобретении выражение «точка Ar₃ или выше» используют, чтобы подчеркнуть, что структура находится в однофазном аустенитном состоянии.

[0053] Когда Si и Al содержатся в чрезмерном количестве, подавляется выделение цементита отдельной фазой во время обработки в режиме перестаривания, и фракция остаточного аустенита может становиться слишком большой, так что общее количество добавляемых Si и Al предпочтительно составляет менее 1%.

[0054] N: не менее 0,0005% и не более 0,01%

Азот (N) представляет собой загрязняющий элемент, и его содержание регулируют на 0,01% или менее, чтобы не ухудшать обрабатываемость. Предпочтительно его содержание составляет 0,005% или менее. Снизить содержание N до уровня ниже 0,0005% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,0005%.

[0055] О: не менее 0,0005% и не более 0,01%

Подобно азоту (N) кислород (О) представляет собой загрязняющий элемент, и его содержание регулируют на 0,01% или менее, чтобы не ухудшать обрабатываемость. Предпочтительно его содержание составляет 0,005% или менее. Снизить содержание О до уровня ниже 0,0005% в условиях современного общего рафинирования (в том числе вторичного рафинирования) затруднительно, так что нижний предел регулируют на 0,0005%.

[0056] Также возможно, что в стальной лист согласно настоящему изобретению может(-гут) быть добавлен(-ны) элемент(-ты) одного типа или двух или более типов из Ti, Nb, V и W, чтобы тем самым образовывать тонкодисперсный карбонитрид, и в результате дисперсионного упрочнения достигается повышение прочности.

[0057] Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%

Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%

V: не менее 0,001% и не более 1,0%

W: не менее 0,001% и не более 1,0%

Для получения эффекта повышения прочности путем дисперсионного упрочнения в результате добавления элементов одного типа или двух или более типов из Ti, Nb, V и W, необходимо добавлять 0,001% или более каждого из Ti, Nb, V и W. Каждый из Ti, Nb, V и W предпочтительно содержится в количестве 0,01% или более. Однако, даже если они введены в избыточном количестве, эффект повышения прочности только насыщается, так что верхние пределы содержания каждого из Ti и Nb регулируют на 0,20%, и верхние пределы содержания каждого из V и W устанавливают на 1,0%. Каждый из Ti и Nb предпочтительно содержится в количестве не менее 0,01% и не более 0,1%, и содержание каждого из V и W предпочтительно составляет не менее 0,01% и не более 0,6%.

[0058] В стальной лист согласно настоящему изобретению, чтобы обеспечить прочность повышением прокаливаемости структуры для выполнения контроля второй фазы, также могут быть добавлены элементы одного типа или двух или более типов из В, Mo, Cr, Cu, Ni, Со, Sn, Zr и As.

[0059] В: не менее 0,0001% и не более 0,0050%

Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%

Cr, Cu, Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%

Со: не менее 0,0001% и не более 1,0%

Sn, Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%

As: не менее 0,0001% и не более 0,50%

Для получения эффекта повышения прочности в результате контроля второй фазы необходимо добавлять 0,0001% или более В, 0,001% или более каждого из Mo, Cr, Ni и Cu, и 0,0001% или более каждого из Со, Sn, Zr и As. Содержание бора (В) предпочтительно составляет 0,001% или более, каждого из Mo, Cr, Ni и Cu предпочтительно составляет 0,005% или более и каждого из Со, Sn, Zr и As предпочтительно составляет 0,001% или более.

[0060] Однако, когда они добавлены в чрезмерном количестве, ухудшается обрабатываемость, так что верхний предел содержания В устанавливают на 0,0050%, верхний предел Mo регулируют на 1,0%, верхний предел содержания каждого Cr, Cu и Ni устанавливают на 2,0%, верхний предел Со регулируют на 1,0%, верхний предел каждого из Sn и Zr устанавливают на 0,2% и верхний предел содержания As регулируют на 0,50%.

[0061] К стальному листу согласно настоящему изобретению, для улучшения локальной деформируемости также могут быть дополнительно добавлены элементы одного типа, или двух или более типов из Mg, REM и Са.

[0062] Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%

REM: не менее 0,0001% и не более 0,1%

Са: не менее 0,0001% и не более 0,010%

Магний (Mg), REM (редкоземельные элементы) и кальций (Са) представляют собой важные элементы, добавляемые для того, чтобы сделать включения недеформируемыми. Для получения такого эффекта, как создание недеформируемых включений, каждый из Mg, REM и Са добавляют в количестве 0,0001% или более.

[0063] Каждый из Mg, REM и Са предпочтительно содержится в количестве 0,001% или более. С другой стороны, когда их содержание является чрезмерным, ухудшается чистота стали, так что содержание Mg регулируют на 0,010% или менее, содержание REM устанавливают на 0,1% или менее и содержание Са регулируют на 0,010% или менее.

[0064] (Металлографическая структура)

Далее будет разъяснена металлографическая структура стального листа согласно настоящему изобретению.

[0065] Структура стального листа согласно настоящему изобретению представляет собой металлографическую структуру, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более и предпочтительно является бейнитной однофазной структурой. Структура стали становится металлографической структурой, в которой доля площади бейнита составляет 95% или более (в том числе является бейнитной однофазной структурой), тем самым обеспечивая возможность достижения прочности и способности к расширению отверстия.

[0066] Кроме того, вышеописанная структура образуется в результате превращения при относительно высокой температуре, так что исключается необходимость в охлаждении до низкой температуры в процессе изготовления, и является предпочтительной структурой также в плане стабильности материала и производительности.

[0067] В качестве остального количества допустимо содержание 5% или менее проэвтектоидного феррита, перлита, мартенсита и остаточного аустенита. Проэвтектоидный феррит не создает проблемы, пока он в достаточной мере является дисперсионно упрочненным, но иногда проэвтектоидный феррит становится мягким, в зависимости от химического состава, и, кроме того, когда доля площади становится более 5%, слегка снижается способность к расширению отверстия вследствие различия в твердости с бейнитом.

[0068] Когда доля площади перлита становится больше 5%, иногда ухудшается(-ются) прочность и/или обрабатываемость. Когда доля площади мартенсита становится больше 1%, или доля площади остаточного аустенита, переходящего в мартенсит вследствие стимулированного напряжением превращения, становится больше 5%, поверхность раздела между бейнитом и структурой, более твердой, чем бейнит, становится точкой начала растрескивания, и ухудшается способность к расширению отверстия. Пока долю площади бейнита регулируют на 95% или более, доля площади проэвтектоидного феррита, перлита, мартенсита и остаточного аустенита, составляющих остальное количество, становится равной 5% или менее, так что может эффективно поддерживаться баланс прочности и способности к расширению отверстия. Однако долю площади мартенсита необходимо устанавливать на уровень менее 1%.

[0069] Бейнит в стальном листе согласно настоящему изобретению представляет собой микроструктуру, определяемую как структура превращения при непрерывном охлаждении (Zw), находящаяся в промежуточном состоянии между микроструктурой, содержащей полигональный феррит и перлит, образуемый по диффузионному механизму, и мартенситом, генерируемым по недиффузионному механизму сдвигового деформирования, как описано в издании Японского института чугуна и стали (The Iron and Steel Institute of Japan, Society of basic research, Bainite Research Committee/Edition); «Recent Research on Bainitic Microstructures and Transformation Behavior of Low Carbon Steels - Final Report of Bainite Research Committee» («Недавние исследования бейнитных микроструктур и характеристик превращения малоуглеродистых сталей - Заключительный доклад Рабочей группы по изучению бейнита»)(в 1994 году, The Iron and Steel Institute of Japan).

[0070] То есть структура превращения при непрерывном охлаждении (Zw) определяется как структура, составленная главным образом бейнитным ферритом (α°_В), гранулярным бейнитным ферритом (α_В) и квази-полигональным ферритом (α_q), и, кроме того, содержащая небольшое количество остаточного аустенита (γ_r) и мартенсита-аустенита (МА), как описано в вышеуказанной литературной ссылке на страницах 125-127, в виде структуры, наблюдаемой в оптический микроскоп.

[0071] Между прочим, подобно полигональному ферриту (PF), внутренняя структура α_q не проявляется при травлении, но форма α_q является игольчатой, и явственно отличается от PF. Здесь, при условии, что для целевого кристаллического зерна длина периметра составляет «lq», и диаметр эквивалентной окружности составляет «dq», зерно, имеющее свое отношение (lq/dq), удовлетворяющее условию lq/dq≥3,5, представляет собой α_q.

[0072] Структура превращения при непрерывном охлаждении (Zw) стального листа согласно настоящему изобретению определяется как микроструктура, содержащая компоненты одного типа или двух или более типов из α°_В, α_В, α_q, γ_r и МА. Между тем, общее содержание γ_r и МА, будучи в малом количестве, регулируется на 3% или менее.

[0073] Иногда имеет место ситуация, что структуру превращения при непрерывном охлаждении (Zw) нелегко распознать, даже если ее протравливают с использованием реагента «нитал» для наблюдения с использованием оптического микроскопа. В таком случае ее выявляют с использованием метода EBSP-OIM^TM. Система EBSP-OIM^TM (анализ картины дифракции обратно рассеянных электронов - микроскопия ориентационного картирования) включает устройство с программным обеспечением, в котором сильно наклоненный образец в сканирующем электронном микроскопе SEM (Сканирующем Электронном Микроскопе) облучают электронными пучками, фотографируют картину Кикучи, образованную обратным рассеянием, с помощью высокочувствительной камеры, и изображение обрабатывают на компьютере, и тем самым измеряют кристаллографическую ориентацию в точке облучения за короткий период времени.

[0074] Методом EBSP можно количественно анализировать микроструктуру и кристаллографическую ориентацию поверхности массивного образца. В той мере, насколько анализируемая зона находится в пределах области, которая может быть обследована с помощью SEM, можно анализировать участок с минимальным разрешением в 20 нм, в зависимости от разрешения SEM. Анализ методом EBSP-OIM^TM выполняют картированием анализируемой области по десяткам тысяч равноотстоящих друг от друга координатных точек.

[0075] Можно различить распределения кристаллографических ориентаций и размеры кристаллических зерен внутри образца из поликристаллического материала. В настоящем изобретении параметр, различимый из картированного изображения, с разориентацией между пакетами, определяемой как 15°, также может быть для удобства определен как структура превращения при непрерывном охлаждении (Zw).

[0076] Структурную фракцию проэвтектоидного феррита наблюдали методом Средней Разориентации Зерен (KAM), оснащенного системой EBSP-OIM^TM. Метод KAM представляет собой такой расчет, в котором разориентации между пикселями соседних шести пикселей (первое приближение) определенного правильного шестиугольника из данных измерения, или 12 пикселей (второе приближение), расположенных снаружи шести пикселей, или 18 пикселей (третье приближение), расположенных уже вне 12 пикселей, являются усредненными, и полученная величина принимается за значение центрального пикселя, и выполняется в отношении каждого пикселя.

[0077] Вышеописанный расчет выполняют таким образом, чтобы не выходить за границу зерна, тем самым обеспечивая возможность создания карты, представляющей изменение ориентации внутри зерна. То есть созданная карта представляет распределение деформации на основе изменения локальной ориентации внутри зерна. Следует отметить, что в настоящем изобретении условия анализа настраивают на третье приближение в EBSP-OIM^TM, рассчитывают разориентацию среди соседних пикселей, и выявляют такие, которые имеют разориентацию 5° или менее.

[0078] В стальном листе согласно настоящему изобретению проэвтектоидный феррит определяется как микроструктура в пределах планарной фракции пикселей, для которых разориентация среди соседних пикселей рассчитана составляющей 1° или менее в третьем приближении. Полигональный проэвтектоидный феррит, претерпевающий превращение при высокой температуре, образуется в диффузионном превращении, и тем самым плотность дислокаций является низкой, и напряжение внутри зерна мало, и поэтому различие кристаллографических ориентаций внутри зерна является незначительным.

[0079] Затем согласно результатам разнообразных исследований, которые были проведены до сих пор авторами настоящего изобретения, удалось подтвердить, что объемная фракция полигонального феррита, полученная при наблюдении с использованием оптического микроскопа, и доля площади в области, полученная по параметру 1° разориентации в третьем приближении методом KAM, по существу согласуются между собой. Поэтому проэвтектоидный феррит в стальном листе согласно настоящему изобретению определяют, как было описано выше.

[0080] (Способ изготовления)

Далее будет разъяснен способ изготовления стального листа согласно настоящему изобретению. Для достижения превосходной локальной деформируемости важно сформировать текстуру, имеющую требуемые полюсные плотности, и изготовить стальной лист, удовлетворяющий таким условиям, как создание тонкодисперсных кристаллических зерен и характеристика равноосности, и гомогенизация кристаллических зерен. Ниже будут разъяснены подробности обстоятельств изготовления для одновременного удовлетворения этих условий.

[0081] Способ изготовления до горячей прокатки не является конкретно ограниченным. После выплавки в шахтной печи, электрической печи или тому подобной, может быть по-разному выполнено вторичное рафинирование и затем может быть проведено литье обычным способом непрерывного литья, или методом литья слитков, или, кроме того, таким способом литья, как литье тонкого сляба. В случае непрерывного литья возможно, что отлитый сляб однократно охлаждают до низкой температуры и после этого повторно нагревают, чтобы затем подвергнуть горячей прокатке, или также возможно, что отлитый сляб подвергают горячей прокатке в непрерывном режиме после литья. В качестве сырьевого материала также может быть использован скрап.

[0082] Сляб, полученный вышеописанным способом изготовления, нагревают в процессе нагрева сляба перед процессом горячей прокатки, но в способе изготовления согласно настоящему изобретению температура нагрева не является конкретно определенной. Однако, когда температура нагрева превышает 1260°С, снижается выход вследствие отслаивания окалины, и тем самым температура нагрева предпочтительно составляет 1260°С или ниже. С другой стороны, когда температура нагрева составляет менее 1150°С, значительно ухудшается производительность обработки в отношении производственного графика, и тем самым температура нагрева желательно составляет 1150°С или выше.

[0083] Кроме того, продолжительность нагревания в процессе нагрева сляба не является конкретно определенной, но по соображениям предотвращения осевой ликвации и тому подобного, после того, как температура достигает требуемой температуры нагрева, температуру нагрева желательно поддерживают в течение 30 минут или дольше. Однако, когда отлитый сляб после того, как был подвергнут литью, непосредственно направляют как есть на прокатку в состоянии высокотемпературного только что отлитого сляба, продолжительность нагрева этим не ограничивается.

[0084] (Первая горячая прокатка)

После процесса нагрева сляба сляб, выведенный из нагревательной печи, подвергают обработке в процессе черновой прокатки, представляющей собой первую горячую прокатку, будучи черновой прокаткой без выдержки, и тем самым получают черновую полосу. В высокопрочном стальном листе, имеющем превосходную локальную деформируемость согласно настоящему изобретению, важен диаметр аустенитного зерна после черновой прокатки, а именно, перед чистовой прокаткой. Желательно, чтобы диаметр аустенитного зерна перед чистовой прокаткой был малым, и диаметр аустенитного зерна в 200 мкм или менее в значительной мере содействует образованию тонкодисперсных кристаллических зерен и гомогенизации основной фазы.

[0085] Для получения аустенитного зерна с диаметром 200 мкм или менее перед чистовой прокаткой, как показано в ФИГ. 3, при черновой прокатке в диапазоне температур не ниже 1000°С и не выше 1200°С, необходимо выполнять прокатку по меньшей мере один раз или более со степенью обжатия 40% или более.

[0086] Когда степень обжатия является более высокой, и увеличено число циклов обжатия при высокой степени обжатия, могут быть получены тонкодисперсные зерна. Диаметр аустенитного зерна желательно регулируют на 100 мкм или менее, и для достижения этого желательно выполнять прокатку с обжатием 40% или более два раза или более. Однако, когда при черновой прокатке обжатие составляет более 70%, и прокатку проводят более 10 раз, возникает проблема того, что снижается температура, или чрезмерно образуется окалина.

[0087] Этим путем сокращение диаметра аустенитного зерна перед чистовой прокаткой является эффективным для повышения локальной деформируемости при регулировании стимулирования рекристаллизации аустенита в последующей чистовой прокатке, обеспечивая измельчение кристаллических зерен и делая кристаллические зерна равноосными в конечной структуре.

[0088] Как предполагается, это обусловлено тем, что граница аустенитного зерна после черновой прокатки (а именно, перед чистовой прокаткой) действует как один из зародышеобразователей рекристаллизации во время чистовой прокатки. Диаметр аустенитного зерна после черновой прокатки подтверждают таким образом, что фрагмент стального листа перед подверганием чистовой прокатке охлаждают настолько резко, насколько возможно, и охлаждают, например, со скоростью охлаждения 10°С/секунду или более, и поперечное сечение фрагмента стального листа протравливают для выявления границ аустенитных зерен, и наблюдают границы аустенитных зерен в оптический микроскоп. В этой ситуации, при 50-кратном или более увеличении, измеряют диаметр аустенитного зерна на 20 полях зрения или более, с использованием анализа изображений или метода подсчета точек.

[0089] (Вторая горячая прокатка)

После завершения процесса черновой прокатки (первой горячей прокатки), начинают процесс чистовой прокатки в качестве второй горячей прокатки. Время между завершением процесса черновой прокатки и началом процесса чистовой прокатки желательно устанавливают на 150 секунд или короче.

[0090] В процессе чистовой прокатки (второй горячей прокатки) начальную температуру чистовой прокатки желательно регулируют на 1000°С или выше. Когда начальная температура чистовой прокатки составляет ниже 1000°С, то при каждом проходе чистовой прокатки снижается температура прокатки, которой подвергают прокатываемую черновую полосу, обжатие происходит в нерекристаллизационном диапазоне температур, развивается текстура, и тем самым ухудшается изотропность.

[0091] Между прочим, верхний предел начальной температуры чистовой прокатки не является конкретно ограниченным. Однако, когда он составляет 1150°С или выше, есть вероятность образования газового пузыря, который представляет собой исходную точку формирования в окалине веретенообразного дефекта между базовым железом стального листа и поверхностью окалины, перед чистовой прокаткой и между проходами, и тем самым начальную температуру чистовой прокатки желательно регулируют на уровень ниже 1150°С.

[0092] При чистовой прокатке температуру, определяемую химическим составом стального листа, настраивают на значение Т1, и прокатку с обжатием 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз выполняют в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С. Кроме того, при чистовой прокатке сумму степеней обжатия регулируют на 50% или более. При соблюдении этого условия в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> становится равным 4,0 или менее, и полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> становится равной 5,0 или менее.

[0093] Здесь T1 представляет температуру, рассчитываемую по нижеприведенному Выражению (1).

T1(°С)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V...(1),

причем каждый из С, N, Mn, Nb, Ti, В, Cr, Mo и V представляет содержание элемента (% по массе).

[0094] Каждая из ФИГ. 4 и ФИГ. 5 показывает взаимосвязь между каждой степенью обжатия в температурном диапазоне и каждой полюсной плотностью ориентации. Как показано в ФИГ. 4 и ФИГ. 5, интенсивное обжатие в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С, и слабое обжатие при Т1 или выше, и ниже Т1 + 30°С после этого влияют на среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110> и полюсную плотность кристаллографической ориентации {332}<113> в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, и тем самым резко улучшается локальная деформируемость конечного продукта, как показано также в Таблицах 2 и 3 (смотри абзацы в Примерах).

[0095] Эта температура Т1 сама по себе получена опытным путем. Авторы настоящего изобретения выяснили опытным путем, что рекристаллизация в аустенитной области стали стимулируется на основе температуры Т1. Для получения лучшей локальной деформируемости важно накапливать напряжение в результате интенсивного обжатия, и является существенной сумма степеней обжатия на уровне 50% или более.

[0096] Когда общая степень обжатия в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С составляет менее 50%, деформация прокатки, которая должна накапливаться во время горячей прокатки, является недостаточной, и рекристаллизация аустенита развивается неудовлетворительно. Поэтому развивается текстура, и ухудшается изотропность. Когда общая степень обжатия составляет 70% или более, достаточная изотропность может быть получена, даже если предполагаются вариации, обусловленные колебаниями температуры, или тому подобным. С другой стороны, когда общая степень обжатия превышает 90%, становится затруднительным получение температурного диапазона Т1 + 200°С или ниже вследствие выделения теплоты при обработке, и, кроме того, возрастает нагрузка на прокатные валки, обусловливая опасность того, что становится затруднительным выполнение прокатки.

[0097] При чистовой прокатке, чтобы содействовать однородной рекристаллизации, которая стимулируется накопленной деформацией, выполняют прокатку при обжатии 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз при температуре не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С.

[0098] Кстати, для содействия однородной рекристаллизации необходимо снижать уровень обработки в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С до такого малого значения, насколько возможно. Для достижения этого степень обжатия при температуре ниже Т1 + 30°С желательно составляет 30% или менее. В плане точности толщины листа и формы листа, желательна степень обжатия 10% или менее. Когда дополнительно получают изотропность, степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С желательно составляет 0%.

[0099] Чистовую прокатку желательно завершают при температуре Т1 + 30°С или выше. В горячей прокатке при температуре ниже Т1 + 30°С зерна гранулярного аустенита, которые уже рекристаллизовались, удлиняются, тем самым создавая опасность ухудшения изотропности.

[0100] То есть в способе изготовления согласно настоящему изобретению, при чистовой прокатке путем однородной и тонкой рекристаллизации аустенита контролируют текстуру продукта, и улучшают локальную деформируемость в отношении способности к расширению отверстия и изгибаемости.

[0101] Степень обжатия при прокатке может быть получена измерением фактических характеристик или расчетом по нагрузке при прокатке, измерению толщины листа или/и тому подобного. Температура может быть реально измерена термометром между прокатными клетями, или может быть получена модельным расчетом с учетом выделения тепла при обработке по скорости технологической линии, степени обжатия или/и тому подобному. Тем самым можно без труда подтвердить, выполняется ли или нет прокатка, предписанная настоящим изобретением.

[0102] Когда горячую прокатку завершают при температуре точки Ar₃ или ниже, горячая прокатка становится прокаткой двухфазной области из аустенита и феррита, и становится существенным накопление группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>. В результате этого значительно ухудшается локальная деформируемость.

[0103] Чтобы сделать кристаллические зерна тонкодисперсными и подавить удлинение зерен, максимальное количество теплоты, генерируемой при обработке во время обжатия при температуре не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С, а именно, предел повышения температуры вследствие обжатия, желательно снижают до 18°С или менее. Для достижения этого желательно применение межклетевого охлаждения или тому подобного.

[0104] (Первичное охлаждение)

После выполнения конечного обжатия при 30%-ной или более степени обжатия в чистовой прокатке начинают первичное охлаждение таким образом, чтобы время выдержки t секунд удовлетворяло нижеприведенному Выражению (2).

t≤2,5×t1.... (2)

Здесь t1 получается согласно нижеприведенному Выражению (3).

t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)²-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1... (3)

Здесь, в вышеуказанном Выражении (3), Tf представляет температуру стальной заготовки, полученной после конечного обжатия при степени обжатия 30% или более, и Р1 представляет степень обжатия при конечном обжатии 30% или более.

[0105] Между прочим, «конечное обжатие при степени обжатия 30% или более» обозначает прокатку, выполненную последней среди проходов прокатки, степень обжатия которых достигает 30% или более, среди прокаток в многочисленных проходах, проведенных при чистовой прокатке. Например, когда среди прокаток в многочисленных проходах, выполненных при чистовой прокатке, степень обжатия при прокатке, выполненной на конечной стадии, составляет 30% или более, прокатка, проведенная на конечной стадии, представляет собой «конечное обжатие при степени обжатия 30% или более». Кроме того, когда среди прокаток в многочисленных проходах, выполненных при чистовой прокатке, степень обжатия при прокатке, выполненной перед конечной стадией, составляет 30% или более и достигается после прокатки, проведенной перед конечной стадией (прокатки со степенью обжатия 30% или более), прокатку, степень обжатия в которой становится равной 30% или более, не проводят, и прокатка, выполненная перед конечной стадией (прокатка со степенью обжатия 30% или более), представляет собой «конечное обжатие при степени обжатия 30% или более».

[0106] В чистовой прокатке огромное влияние на диаметр аустенитного зерна оказывает время выдержки t секунд до того, как начинают первичное охлаждение после выполнения конечного обжатия при степени обжатия 30% или более. То есть оно в значительной мере влияет на фракцию равноосных зерен и долю площади крупных зерен в стальном листе.

[0107] Когда время t выдержки превышает t1×2,5, рекристаллизация уже почти завершается, но является значительным рост кристаллических зерен, и развивается укрупнение зерен, и тем самым снижаются значения «r» и относительное удлинение.

[0108] Время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2а), тем самым обеспечивая возможность предпочтительно подавлять рост кристаллических зерен. Следовательно, даже если рекристаллизация не происходит в достаточной мере, вполне можно повысить относительное удлинение стального листа и одновременно улучшить усталостную характеристику.

t<t1..... (2а)

[0109] Вместе с тем, время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2b), и тем самым рекристаллизация развивается в достаточной степени, и кристаллографические ориентации приобретают случайный характер. Поэтому можно в достаточной мере повысить относительное удлинение стального листа и одновременно значительно улучшить изотропность.

t1≤t≤t1×2,5..... (2b)

[0110] Здесь, как показано в ФИГ. 6, на технологической линии 1 непрерывной горячей прокатки стальную заготовку (сляб), нагретую до предварительно заданной температуры в нагревательной печи, последовательно прокатывают в группе 2 клетей стана черновой прокатки и в группе 3 клетей стана чистовой прокатки с образованием горячекатаного стального листа 4, имеющего предварительно заданную толщину, и горячекатаный стальной лист 4 переносят на выпускной рольганг 5. В способе изготовления согласно настоящему изобретению, в процессе черновой прокатки (первой горячей прокатки), выполняемом на стане 2 черновой прокатки, проводят прокатку стальной заготовки (сляба) со степенью обжатия 20% или более один раз или более в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С.

[0111] Черновую полосу, прокатанную этим путем до предварительно заданной толщины в стане 2 черновой прокатки, затем подвергают чистовой прокатке (выполняют вторую горячую прокатку) с помощью многочисленных прокатных клетей 6 стана 3 чистовой прокатки с образованием горячекатаного стального листа 4. Затем, в стане 3 чистовой прокатки выполняют прокатку со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз в температурном диапазоне не ниже температуры Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С. Кроме того, в стане 3 чистовой прокатки сумма степеней обжатия достигает 50% или более.

[0112] Кроме того, в процессе чистовой прокатки, после выполнения конечного обжатия до степени обжатия 30% или более, начинают первичное охлаждение таким образом, что время выдержки t секунд удовлетворяет вышеуказанному Выражению (2) или одному из вышеуказанных Выражений (2а) или (2b). Начало этого первичного охлаждения проводят с помощью межклетевых охлаждающих сопел 10, размещенных между соответствующими двумя прокатными клетями 6 стана 3 чистовой прокатки, или охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5.

[0113] Например, когда конечное обжатие со степенью обжатия 30% или более выполняют только на прокатной клети 6, расположенной на входной стороне стана 3 чистовой прокатки (на левой стороне в ФИГ. 6, на стороне выше по потоку в ходе прокатки), и прокатку, степень обжатия в которой достигает 30% или более, не выполняют на прокатной клети 6, расположенной на выходной стороне стана 3 чистовой прокатки (на правой стороне в ФИГ. 6, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), то если первичное охлаждение перед холодной прокаткой начинают с помощью охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5, иногда создается ситуация, что время выдержки t секунд не удовлетворяет вышеуказанному Выражению (2) или вышеуказанным Выражениям (2а) и (2b). В таком случае первичное охлаждение перед холодной прокаткой начинают с помощью межклетевых охлаждающих сопел 10, размещенных между соответствующими двумя прокатными клетями 6 стана 3 чистовой прокатки.

[0114] Кроме того, например, когда конечное обжатие со степенью обжатия 30% или более выполняют на прокатной клети 6, расположенной на выходной стороне стана 3 чистовой прокатки (на правой стороне в ФИГ. 6, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), то даже если первичное охлаждение начинают с помощью охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5, иногда создается ситуация, что время выдержки t секунд может удовлетворять вышеуказанному Выражению (2) или вышеуказанным Выражениям (2а) и (2b). В таком случае первичное охлаждение также может быть начато с использованием охлаждающих сопел 11, размещенных на выпускном рольганге 5. Разумеется, в той мере, насколько достигается характеристика конечного обжатия со степенью обжатия 30% или более, первичное охлаждение также может быть начато с помощью межклетевых охлаждающих сопел 10, размещенных между соответствующими двумя прокатными клетями 6 стана 3 чистовой прокатки.

[0115] Затем, при этом первичном охлаждении, выполняют охлаждение, которое происходит со средней скоростью охлаждения 50°С/секунду или более, причем изменение температуры (падение температуры) становится не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С.

[0116] Когда изменение температуры составляет менее чем на 40°С, происходит рост рекристаллизованных аустенитных зерен, и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость. Изменение температуры регулируют на 40°С или более, тем самым делая возможным подавление укрупнения аустенитных зерен. Когда изменение температуры составляет менее 40°С, эффект не может быть достигнут. С другой стороны, когда изменение температуры превышает 140°С, рекристаллизация становится недостаточной, что делает затруднительным получение целевой беспорядочной текстуры. Кроме того, также не происходит легкое образование ферритной фазы, эффективно содействующей относительному удлинению, и становится высокой твердость ферритной фазы, и тем самым также ухудшаются относительное удлинение и локальная деформируемость. Кроме того, когда изменение температуры составляет более 140°С, это с высокой вероятностью вызывает превышение/отклонение от точки Ar3 превращения. В этом случае, даже при превращении из рекристаллизованного аустенита, в результате сужения вариантов выбора, формируется текстура, и тем самым снижается изотропность.

[0117] Когда средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении составляет менее 50°С/секунду, то, как ожидается, происходит рост рекристаллизованных аустенитных зерен, и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость. Верхний предел средней скорости охлаждения не является конкретно определенным, но в плане формы стального листа, считается правильным уровень 200°С/секунду или менее.

[0118] Кроме того, чтобы подавить рост зерен и получить более совершенную низкотемпературную ударную вязкость, желательно использовать охлаждающее устройство между проходами или тому подобное, для доведения обусловленного обработкой тепловыделения между соответствующими клетями при чистовой прокатке до температуры 18°С или ниже.

[0119] Размерное соотношение при прокатке (степень обжатия) может быть получено измерением фактических характеристик или расчетом по нагрузке при прокатке, измерению толщины листа или/и тому подобному. Температура стальной заготовки во время прокатки может быть реально измерена термометром, размещенным между прокатными клетями, или может быть получена модельным расчетом с учетом выделения тепла при обработке по скорости технологической линии, степени обжатия или/и тому подобному, или может быть получена обоими методами.

[0120] Кроме того, как уже было разъяснено ранее, для стимулирования однородной рекристаллизации желательно, чтобы степень обработки в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С была настолько малой, насколько возможно, и степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С желательно составляла 30% или менее. Например, в случае, что в стане 3 чистовой прокатки на технологической линии 1 непрерывной горячей прокатки, показанной в ФИГ. 6, в проходах через одну или две или более прокатных клетей 6, расположенных на стороне входной клети (на левой стороне в ФИГ. 6, на стороне выше по потоку в ходе прокатки), стальной лист находится в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С, и в проходах через одну или две или более прокатных клетей 6, расположенных на последующей стороне выходной клети (на правой стороне в ФИГ. 6, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), стальной лист находится в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С, то когда стальной лист проходит через одну или две или более прокатных клетей 6, размещенных на последующей стороне выходной клети (на правой стороне в ФИГ. 4, на стороне ниже по потоку в ходе прокатки), даже если обжатие не выполняют или выполняют, степень обжатия при температуре ниже Т1 + 30°С желательно составляет 30% или менее в целом. В плане точности толщины листа и формы листа, степень обжатия при температуре ниже Т1 + 30°С желательна на уровне степени обжатия 10% или менее в целом. Когда дополнительно получают изотропность, степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С желательно составляет 0%.

[0121] В способе изготовления согласно настоящему изобретению скорость прокатки не является конкретно ограниченной. Однако, когда скорость прокатки на стороне выходной клети при чистовой прокатке составляет менее 400 м/мин, происходит рост γ-зерен с их укрупнением, сокращаются области, в которых феррит может образовывать выделяющуюся фазу для обеспечения пластичности, и тем самым может ухудшаться пластичность. Даже если верхний предел скорости прокатки не является конкретно ограниченным, эффект настоящего изобретения может быть получен, но на практике скорость прокатки составляет 1800 м/мин или менее вследствие технических ограничений оборудования. Поэтому в процессе чистовой прокатки скорость прокатки желательно составляет не менее 400 м/мин и не более 1800 м/мин.

[0122] (Вторичное охлаждение)

В способе изготовления согласно настоящему изобретению также становится важным регулирование охлаждения после вышеописанного первичного охлаждения, чтобы сформировать необходимую структуру стали. Для подавления ферритного превращения и доведения металлографической структуры до содержания 95% или более бейнита в единицах доли площади, является важной скорость охлаждения в температурном диапазоне не ниже Ае₃ - 50°С и не выше 700°С, который представляет собой диапазон температур, близкий к «носу» ферритного превращения.

[0123] Когда скорость охлаждения в этом температурном диапазоне является низкой, иногда возникает ситуация, что доля площади проэвтектоидного феррита превышает 5%, так что необходимо регулировать среднюю скорость охлаждения на 15°С/секунду или более. Чтобы надежно снизить долю площади проэвтектоидного феррита до 5% или менее, средняя скорость охлаждения предпочтительно составляет 20°С/секунду или более и более предпочтительно 30°С/секунду или более.

[0124] Точка Ае₃ [°С] может быть рассчитана с использованием нижеприведенного Выражения (4) по уровням содержания С, Mn, Si, Cu, Ni, Cr и Mo [в % по массе]. Расчет выполняют по элементам, содержание которых не доведено до 0%.

Ае₃=911-239С-36Mn+40Si-28Cu-20Ni-12Cr-63Mo.... (4)

[0125] (Намотка в рулон)

В настоящем изобретении температура намотки в рулон также является важной и должна быть отрегулирована на величину от выше 350°С до 650°С. Когда температура намотки превышает 650°С, возрастает доля площади ферритной структуры, тем самым делая невозможным доведение доли площади бейнита до 95% или более. Чтобы надежно довести долю площади бейнита до 95% или более, температуру намотки предпочтительно регулируют на 600°С или ниже.

[0126] Когда температура намотки в рулон составляет 350°С или ниже, повышается содержание мартенсита, и ухудшается способность к расширению отверстия, так что нижний предел температуры намотки регулируют на величину выше 350°С. Чтобы надежно подавить образование мартенсита, температура намотки предпочтительно составляет 400°С или выше.

[0127] При горячей прокатке также возможно, что стальные полосы соединяют после черновой прокатки, чтобы подвергать чистовой прокатке непрерывно. В этой ситуации черновые полосы также могут быть однократно намотаны в форме рулона, по необходимости оставлены на хранение в оболочке, исполняющей теплоизолирующую функцию, и опять размотаны для соединения. При необходимости на горячекатаном стальном листе также может быть выполнена дрессировка. Дрессировка оказывает действие, состоящее в предотвращении возникновения линий скольжения во время обработки и формования, и проявляет эффект корректирования формы.

[0128] Стальной лист согласно настоящему изобретению может быть использован не только для гибочной обработки, но также для комбинированного формования, главным образом состоящего в такой гибочной обработке, как гибка, выгибание и вытяжка. Даже когда проводят обработку поверхности стального листа согласно настоящему изобретению, эффект улучшения локальной деформируемости не исчезает, так что эффект настоящего изобретения может быть получен, даже когда выполняют электролитическое осаждение, погружение в горячую ванну, плакирование осаждением, формирование органической покровной пленки, наслоение пленки, обработку органическими солями/неорганическими солями, бесхромовую обработку или тому подобные.

Пример

[0129] Далее будут разъяснены примеры настоящего изобретения. Между прочим, условия примеров представляют собой примерные условия, использованные для подтверждения применимости и эффектов настоящего изобретения, и настоящее изобретение не ограничивается этими примерами условий. В настоящем изобретении могут быть применены разнообразные условия в такой мере, насколько цель настоящего изобретения достигается без выхода за пределы смысла изобретения. Химические составы соответствующих сталей, использованных в примерах, показаны в Таблице 1. Соответственные условия изготовления показаны в Таблицах 2 и 3. Кроме того, структурные составы и механические характеристики соответствующих типов сталей в условиях изготовления согласно Таблице 2 показаны в Таблице 4. Структурные составы и механические характеристики соответствующих типов сталей в условиях изготовления согласно Таблице 3 показаны в Таблице 5. Между тем, каждое подчеркнутое значение в Таблицах указывает, что численное значение находится за пределами диапазона согласно настоящему изобретению, или вне диапазона предпочтительных величин согласно настоящему изобретению.

[0130] Будут разъяснены результаты исследований с использованием соответствующих изобретению сталей «А - Т», имеющих химические составы, показанные в Таблице 1, и подобным образом с использованием сравнительных сталей «a - h». При этом, в Таблице 1, каждое численное значение химических составов означает «% по массе».

[0131] Эти стали были отлиты и затем были использованы как таковые, или же были повторно нагреты, будучи однократно охлажденными до комнатной температуры, и нагреты до температурного диапазона от 1000 до 1300°С, и затем были подвергнуты горячей прокатке в условиях, показанных в Таблице 2 и Таблице 3, и были получены горячекатаные стальные листы, каждый из которых имел толщину от 2 до 5 мм, и затем были охлаждены на выпускном рольганге, намотаны в рулон, подвергнуты декапированию, и была проведена оценка материала. Кроме того, в Таблице 2 и Таблице 3 английские буквы от А до Т, и английские буквы от «a» до «i», которые добавлены к обозначениям типов сталей, указывают соответствующие компоненты Сталей А - Т и a - i в Таблице 1.

[0132] При горячей прокатке, прежде всего в черновой прокатке, представляющей собой первую горячую прокатку, прокатку выполняли один раз или более со степенью обжатия 40% или более, в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С. Однако в отношении Сталей типов Е2, Н3 и J2 в Таблице 2 и Сталей типов E2', H3' и J2' в Таблице 3 при черновой прокатке прокатку со степенью обжатия 40% или более в одном проходе не проводили. Число циклов обжатия, и каждая степень обжатия (%) при черной прокатке, и диаметр аустенитного зерна (мкм) после черновой прокатки (перед чистовой прокаткой) показаны в Таблице 2 и Таблице 3.

[0133] По завершении черновой прокатки выполняли чистовую прокатку в качестве второй горячей прокатки. В чистовой прокатке прокатку выполняли со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере один раз, в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С, и в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С общую степень обжатия регулировали на 30% или менее. Между прочим, при чистовой прокатке прокатку выполняли при степени обжатия 30% или более в одном проходе, при конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С.

[0134] Однако в отношении Сталей типов G2, H4 и М3 в Таблице 2 и Сталей типов G2', H4' и М3' в Таблице 3 прокатку при степени обжатия 30% или более не выполняли в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С. Кроме того, в отношении Сталей типов С2, F3 и Н6 в Таблице 2 и Сталей типов С2', F3' и Н6' в Таблице 3 общая степень обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С составляла свыше 30%.

[0135] Кроме того, при чистовой прокатке общую степень обжатия регулировали на 50% или более. Однако в отношении Сталей типов G2, H4 и М3 в Таблице 2 и Сталей типов G2', H4' и М3' в Таблице 3 общая степень обжатия составляла менее 50%.

[0136] Таблица 2 и Таблица 3 показывают, для чистовой прокатки, степень обжатия (%) в конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С и степень обжатия при проходе по меньшей мере в одной клети ранее конечного прохода (степень обжатия в проходе перед выходом) (%). Кроме того, Таблица 2 и Таблица 3 показывают, для чистовой прокатки, общую степень обжатия (%) в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С, и температуру Tf после обжатия в конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С. Между тем, степень обжатия (%) в конечном проходе в температурном диапазоне не ниже Т1 + 30°С и не выше Т1 + 200°С при чистовой прокатке является особенно важной, чтобы быть показанной в Таблице 2 и Таблице 3 как Р1.

[0137] После выполнения конечного обжатия со степенью обжатия 30% или более в чистовой прокатке начинали первичное охлаждение перед временем выдержки t секунд, превышающим 2,5 × t1. При первичном охлаждении среднюю скорость охлаждения регулировали на 50°С/секунду или более. Кроме того, изменение температуры (величину температуры охлаждения) при первичном охлаждении регулировали на снижение в пределах диапазона не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С.

[0138] В условиях охлаждения, показанных в Таблице 2, после конечного обжатия со степенью обжатия 30% или более, выполненного в чистовой прокатке, первичное охлаждение начинали перед временем выдержки t секунд, превышающим t1 (t < t1). С другой стороны, в условиях изготовления, показанных в Таблице 3, после конечного обжатия со степенью обжатия 30% или более, выполненного в чистовой прокатке, первичное охлаждение начинали перед временем выдержки t секунд, превышающим диапазон от t1 или дольше до 2,5×t1 (t1≤t≤t×12,5)). Между прочим, обозначение ['] (штрих) было добавлено к каждому кодовому номеру типов сталей соответственно условиям изготовления, показанным в Таблице 3, чтобы различать диапазоны времени выдержки t секунд.

[0139] Однако в отношении Сталей типов H8', K2' и N2', показанных в Таблице 3, первичное охлаждение начинали после времени выдержки t секунд, превышающего 2,5×t1, после конечного обжатия со степенью обжатия 30% или более при чистовой прокатке. В отношении Стали типа М2 в Таблице 2 и Стали типа М2' в Таблице 3 изменение температуры (величина температуры охлаждения) при первичном охлаждении составляло менее 40°С, и в отношении Стали типа Н10 в Таблице 2 и Стали типа Н10' в Таблице 3 изменение температуры (величина температуры охлаждения) при первичном охлаждении составляло более 140°С. В отношении Стали типа Н11 в Таблице 2 и Стали типа Н11' в Таблице 3 средняя скорость охлаждения при первичном охлаждении была менее 50°С/секунду.

[0140] Таблица 2 и Таблица 3 показывают значения t1 (секунд) и t1×2,5 (секунд) для соответствующих типов сталей. Кроме того, Таблица 2 и Таблица 3 показывают время t выдержки (секунд) от завершения конечного обжатия при степени обжатия 30% или более до начала первичного охлаждения, t/t1, среднюю скорость охлаждения (°С/секунд) в первичном охлаждении и изменение температуры (величину температуры охлаждения) (°С).

[0141] После первичного охлаждения начинали вторичное охлаждение. В этом вторичном охлаждении охлаждение выполняли до температурного диапазона не ниже точки Ае₃ - 50°С и не выше 700°С, со средней скоростью охлаждения 15°С/секунду или более. Однако в отношении Сталей типов A2, G3, H2, I2 и L2 в Таблице 2 и Сталей типов A2', G3', H2', I2' и L2' в Таблице 3 средняя скорость охлаждения при вторичном охлаждении составляла менее 15°С/секунду. Таблица 2 и Таблица 3 показывают, для вторичного охлаждения, среднюю скорость охлаждения до температурного диапазона не ниже точки Ае₃ - 50°С и не выше 700°С соответствующих типов сталей.

[0142] После этого выполняли намотку в рулон при температуре от выше 350°С до 650°С и получили горячекатаные исходные листы, каждый из которых имел толщину от 2 до 5 мм. Однако в отношении Сталей типов В2, D2 и Н9 в Таблице 2 и Сталей типов В2', D2' и Н9' в Таблице 3 температура намотки составляла выше 650°С. В отношении Стали типа N2' в Таблице 3 температура намотки была 350°С или ниже. Таблица 2 и Таблица 3 показывают температуру намотки (°С) соответствующих типов сталей.

[0143] Таблица 4 и Таблица 5 показывают долю площади (структурную фракцию) (%) бейнита, перлита, проэвтектоидного феррита, мартенсита и остаточного аустенита в металлографической структуре соответствующих типов сталей. Между тем, Таблица 4 показывает структурные составы и механические характеристики типов сталей, полученных соответственно условиям изготовления в Таблице 2. Кроме того, Таблица 5 показывает структурные составы и механические характеристики типов сталей, полученных соответственно условиям изготовления в Таблице 3. Между тем, в отношении структурной фракции в Таблице 4 и Таблице 5 «В» означает бейнит, «Р» означает перлит, «F» означает проэвтектоидный феррит, «М» означает мартенсит, и «rA» означает остаточный аустенит. Таблица 4 и Таблица 5 показывают, для соответствующих типов сталей, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, полюсную плотность кристаллографической ориентации {332}<113>, среднеобъемный диаметр кристаллических зерен (размер зеренного блока) (мкм) и количество кристаллических зерен, имеющих отношение dL/dt, равное 3,0 или менее (долю равноосных зерен) (%). Кроме того, Таблица 4 и Таблица 5 показывают, для соответствующих типов сталей, предел прочности на растяжение TS (МПа), относительное удлинение EI в процентах (%), степень расширения отверстия λ (%) как показатель локальной деформируемости и предельный радиус изгиба при V-образном изгибании на 60° (отношение «толщина листа/минимальный радиус изгиба»). В испытании на изгиб выполняли изгибание по С-направлению (С-изгиб). Между прочим, испытание на растяжение и испытание на изгиб основывались на Японских промышленных стандартах JIS Z 2241 и Z 2248 (испытание на изгиб V-блока на 90°). Испытание на расширение отверстия основывалось на стандарте Японской федерации чугуна и стали JFS Т1001. Полюсную плотность каждой из кристаллографических ориентаций измеряли с использованием описанного ранее метода EBSP с шагом 0,5 мкм в области от 3/8 до 5/8 толщины листа в поперечном сечении параллельно направлению прокатки.

[0144] В качестве предпочтительного показателя локальной деформируемости, значения регулировали так, чтобы они удовлетворяли условиям TS≥440 МПа, Е1≥15%, λ≥90%, и отношение «толщина листа/минимальный радиус изгиба > 2.3». Найдено, что только когда они удовлетворяют предписаниям настоящего изобретения, могут быть получены как превосходная способность к расширению отверстия, так и изгибаемость, как показано в ФИГ. 7 и ФИГ. 8.

[0145]

[0146]

[0147]

[0148]

[Таблица 4]
Тип стали	Структурная фракция	Среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>	Полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113>	Размер зеренного блока, мкм	Доля равноосных зерен, %	Предел прочности на растяжение (МПа)	El./%	λ/%	Отношение «толщина листа/ минимальный радиус изгиба» (С-изгиб)
A1	B+1%P+4%F	3,1	4,3	7,3	57	1047	15	90	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
A2	F+48%B+2%P	2,8	2,8	6,3	62	686	23	78	1,6	Сравнительная сталь
B1	B+1%F	2,7	2,7	6,8	66	690	22	155	3,6	Сталь согласно настоящему изобретению
B2	F+4%P	2,4	3,1	6,0	65	340	37	84	2,2	Сравнительная сталь
С1	В	3,1	3,2	7,6	61	733	19	120	3,2	Сталь согласно настоящему изобретению
С2	В	4,0	65	6,7	38	735	20	58	1,2	Сравнительная сталь
D1	B+2%F+3%rA	3,2	4,1	6,3	61	1030	16	91	2,9	Сталь согласно настоящему изобретению
D2	F+10%P	3,0	3,3	4,6	61	424	31	77	1,6	Сравнительная сталь
Е1	B+2%F	3,2	3,5	7,7	60	741	19	134	3,8	Сталь согласно настоящему изобретению
Е2	B+3%F	4,3	5,9	10,2	41	730	17	72	1,1	Сравнительная сталь
F1	В	2,9	3,0	7,3	63	984	15	95	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
F2	B+4%F+1%P	3,9	4,3	9,1	57	947	15	90	2,6	Сталь согласно настоящему изобретению
F3	B+3%F	4,3	6,9	5,2	33	965	14	39	0,8	Сравнительная сталь
G1	В	2,8	2,8	7,9	64	868	14	133	4,8	Сталь согласно настоящему изобретению
G2	B+4%F	4,5	5,5	7,6	45	842	16	48	1,0	Сравнительная сталь
G3	B+40%F+8%P	2,3	2,6	10,3	63	700	19	65	1,7	Сравнительная сталь
Н1	B+4%F	2,6	2,6	8,0	66	775	18	140	4,5	Сталь согласно настоящему изобретению
Н2	B+40%F+2%P	2,6	2,7	7,7	64	598	26	75	1,5	Сравнительная сталь
Н3	B+3%F	4,3	5,2	9,8	39	776	16	27	0,7	Сравнительная сталь
Н4	B+4%F	4,1	5,2	9,2	48	772	17	46	1,1	Сравнительная сталь
Н5	B+4%F	3,7	4,2	6,9	55	777	18	122	3,2	Сталь согласно настоящему изобретению
Н6	B+2%F	4,2	6,7	5,0	36	791	19	54	1,1	Сравнительная сталь
Н7	B+3%F	3,6	3,6	8,9	63	778	17	100	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
Н9	F+5%P	2,3	2,9	8,5	66	358	33	73	2,2	Сравнительная сталь
Н10	B+3%F	4,3	5,2	8,7	51	796	17	75	0,7	Сравнительная сталь
Н11	B+3%F	3,6	3,6	11,0	67	781	17	69	2,0	Сравнительная сталь
I1	B+1%M	2,8	2,8	6,8	67	702	21	160	3,6	Сталь согласно настоящему изобретению
I2	F+45%B	2,5	2,7	6,1	64	416	42	112	2,3	Сравнительная сталь
J1	В	2,8	3,0	8,6	63	877	16	105	3,5	Сталь согласно настоящему изобретению
J2	B+2%F+2%P	4,8	5,1	9,1	45	867	14	56	1,4	Сравнительная сталь
К1	B+3%F	3,9	4,3	9,6	58	904	15	93	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
L1	B+3%F	3,1	3,2	8,6	64	568	26	140	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
L2	B+25%F	2,8	3,1	10,0	64	478	32	103	1,9	Сравнительная сталь
М1	В	2,8	2,8	6,6	66	974	15	110	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
М2	В	2,8	2,9	13,0	59	961	12	59	2,9	Сравнительная сталь
МЗ	В	4,7	5,9	7,3	45	972	12	33	1,0	Сравнительная сталь
N1	B+3%F	3,0	3,1	7,5	63	802	17	110	2,6	Сталь согласно настоящему изобретению
О1	B+1%M	2,9	2,9	8,1	65	602	25	161	4,0	Сталь согласно настоящему изобретению
Р1	B+2%F	2,9	2,9	6,6	66	621	25	158	2,6	Сталь согласно настоящему изобретению
Q1	B+3%F	2,9	3,1	8,6	62	914	16	90	2,9	Сталь согласно настоящему изобретению
R1	В	3,2	4,4	5,4	58	705	22	166	3,3	Сталь согласно настоящему изобретению
S1	В	2,9	2,9	7,6	64	760	18	117	2,6	Сталь согласно настоящему изобретению
Т1	в	3,2	3,2	6,6	62	622	25	153	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
а1	B+30%F	2,9	3,1	7,7	63	539	30	100	1,7	Сравнительная сталь
b1	В+4%Р	2,9	3,0	7,8	64	829	15	47	0,8	Сравнительная сталь
c1	В	2,9	2,9	7,8	63	930	13	42	1,0	Сравнительная сталь
d1	В	4,5	5,6	8,1	45	976	11	34	1,1	Сравнительная сталь
е1	в	5,5	6,3	7,8	40	942	12	34	0,9	Сравнительная сталь
f1	B+2%F	2,9	3,0	7,8	64	560	28	55	1,3	Сравнительная сталь
g1	В	4,5	5,6	8,3	55	1052	9	25	1,1	Сравнительная сталь
h1	В	3,0	3,0	7,7	64	675	21	60	1,4	Сравнительная сталь

[0149]

[Таблица 5]
Тип стали	Структурная фракция	Среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>	Полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113>	Размер зеренного блока, мкм	Доля равноосных зерен, %	Предел прочности на растяжение (МПа)	El/%	λ/%	Отношение «толщина листа/ минимальный радиус изгиба» (С-изгиб)
А1'	B+1%P+4%F	2,7	3,8	7,7	57	997	15	90	2,9	Сталь согласно настоящему изобретению
А2'	F+48%B+2%P	2,4	2,3	6,7	62	672	24	80	1,7	Сравнительная сталь
В1'	B+1%F	2,3	2,2	7,2	66	676	22	159	3,7	Сталь согласно настоящему изобретению
В2'	F+4%P	2,0	2,6	6,4	65	361	35	79	2,3	Сравнительная сталь
С1'	В	2,7	2,7	8,0	61	715	19	123	3,3	Сталь согласно настоящему изобретению
С2'	В	4,1	6,5	7,1	38	716	20	59	1,3	Сравнительная сталь
D1'	B+2%F+3%rA	2,8	3,6	6,7	61	982	15	91	3,0	Сталь согласно настоящему изобретению
D2'	F+10%P	2,6	2,8	5,0	61	436	30	75	1,7	Сравнительная сталь
Е1'	B+2%F	2,8	3,0	8,1	60	722	19	137	3,9	Сталь согласно настоящему изобретению
Е2'	B+3%F	4,4	5,9	10,6	41	712	18	74	1,2	Сравнительная сталь
F1'	В	2,5	2,5	7,7	63	941	16	94	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
F2'	B+4%F+1%P	3,5	3,8	9,5	57	907	16	92	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
F3'	B+3%F	4,4	6,9	5,6	33	923	14	40	0,9	Сравнительная сталь
G1'	В	2,4	2,3	8,3	64	837	15	138	4,9	Сталь согласно настоящему изобретению
G2'	B+4%F	4,6	5,5	8,0	45	813	16	50	1,1	Сравнительная сталь
G3'	B+40%F+8%P	1,9	2,1	10,7	63	685	20	66	1,8	Сравнительная сталь
Н1'	B+4%F	2,2	2,1	8,4	66	752	18	145	4,6	Сталь согласно настоящему изобретению
Н2'	B+40%F+2%P	2,2	2,2	8,1	64	593	27	76	1,6	Сравнительная сталь
Н3'	B+3%F	4,9	5,2	10,2	39	754	16	28	0,8	Сравнительная сталь
Н4'	B+4%F	4,7	5,2	9,6	48	750	17	47	1,2	Сравнительная сталь
Н5'	B+4%F	3,3	3,7	7,3	55	754	19	126	3,3	Сталь согласно настоящему изобретению
Н6'	B+2%F	4,7	6,7	5,4	36	767	19	56	1,2	Сравнительная сталь
Н7'	B+3%F	3,2	3,1	9,3	63	755	17	103	2,9	Сталь согласно настоящему изобретению
Н8'	B+3%F	1,4	1,3	24,0	68	745	11	S2	2,0	Сравнительная сталь
Н9'	F+5%P	1,9	2,4	8,9	66	377	31	69	2,3	Сравнительная сталь
Н10'	B+3%F	4,4	5,2	9,1	51	771	18	77	0,8	Сравнительная сталь
Н11'	B+3%F	3,2	3,1	11,4	67	758	18	71	2,1	Сравнительная сталь
I1'	B+1%M	2,4	2,3	7,2	67	687	21	163	3,7	Сталь согласно настоящему изобретению
I2'	F+45%B	2,1	2,2	6,5	64	430	40	108	2,4	Сравнительная сталь
J1'	В	2,4	2,5	9,0	63	845	16	109	3,6	Сталь согласно настоящему изобретению
J2'	B+2%F+2%P	4,9	5,1	9,5	45	835	14	58	1,5	Сравнительная сталь
К1'	B+3%F	3,5	3,8	10,0	58	868	15	90	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
К2'	B+2%F	2,7	3,0	13,6	64	873	11	70	2,7	Сравнительная сталь
L1'	B+3%F	2,7	2,7	9,0	64	566	27	141	2,8	Сталь согласно настоящему изобретению
L2'	B+25%F	2,4	2,6	10,4	64	485	32	101	2,0	Сравнительная сталь
М1'	В	2,4	2,3	7,0	66	931	13	115	2,9	Сталь согласно настоящему изобретению
М2'	В	2,4	2,4	13,4	59	920	12	62	2,2	Сравнительная сталь
М3'	В	4,8	5,9	7,7	45	930	13	35	1,1	Сравнительная сталь
N1'	B+3%F	2,6	2,6	7,9	63	776	18	113	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
N2'	B+13%M+3%F	1,9	2,0	12,6	65	965	12	40	1,8	Сравнительная сталь
O1'	B+1%M	2,5	2,4	8,5	65	597	25	163	4,1	Сталь согласно настоящему изобретению
Р1'	B+2%F	2,5	2,4	7,0	66	614	25	159	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
Q1'	B+3%F	2,5	2,6	9,0	62	878	15	92	3,0	Сталь согласно настоящему изобретению
R1'	В	2,8	3,9	5,8	58	689	22	169	3,4	Сталь согласно настоящему изобретению
S1'	В	2,5	2,4	8,0	64	739	19	121	2,7	Сталь согласно настоящему изобретению
Т1'	В	2,8	2,7	7,0	62	615	25	155	2,9	Сталь согласно настоящему изобретению
а1'	B+30%F	2,5	2,6	8,1	63	540	30	99	1,8	Сравнительная сталь
b1'	B+4%P	2,5	2,5	8,2	64	802	16	48	0,9	Сравнительная сталь
с1'	В	2,5	2,4	8,2	63	892	13	43	1,1	Сравнительная сталь
d1'	В	4,6	5,6	8,5	45	934	12	36	1,2	Сравнительная сталь
е1'	В	5,6	6,3	8,2	40	903	13	36	1,0	Сравнительная сталь
f1'	B+2%F	2,5	2,5	8,2	64	559	28	55	1,4	Сравнительная сталь
g1'	В	4,6	5,6	8,7	55	1001	10	26	1,2	Сравнительная сталь
h1'	В	2,6	2,5	8,1	64	662	22	61	1,5	Сравнительная сталь

[0150] ФИГ. 7 показывает взаимосвязь между прочностью и способностью к расширению отверстия соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей, и ФИГ. 8 показывает взаимосвязь между прочностью и изгибаемостью соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей.

[0151] Как показано в ФИГ. 7 и ФИГ. 8, найдено, что только стали, удовлетворяющие предписанным в настоящем изобретении диапазонам, могут иметь как превосходную способность к расширению отверстия, так и изгибаемость.

[Промышленная применимость]

[0152] Как было описано ранее, согласно настоящему изобретению возможно создание высокопрочного горячекатаного стального листа, который имеет превосходную локальную деформируемость, необходимую для гибки, отбортовки внутренних кромок, снятия заусенцев и тому подобного и пригодного для изготовления автомобильных деталей и тому подобных, контролированием текстуры и структуры стали стального листа. Таким образом, настоящее изобретение представляет собой изобретение, имеющее высокую промышленную применимость.

[Разъяснение условных обозначений]

[0153] 1 Технологическая линия непрерывной горячей прокатки

2 Клети стана черновой прокатки

3 Клети стана чистовой прокатки

4 Горячекатаный стальной лист

5 Выпускной рольганг

6 Прокатная клеть

10 Межклетевое охлаждающее сопло

11 Охлаждающее сопло 11

1. Высокопрочный горячекатаный стальной лист с повышенной локальной деформируемостью, характеризующийся тем, что он содержит, в мас.%:
С не менее 0,07 и не более 0,20
Si не менее 0,001 и не более 2,5
Mn не менее 0,01 и не более 4,0
Р не менее 0,001 и не более 0,15
S не менее 0,0005 и не более 0,03
Al не менее 0,001 и не более 2,0
N не менее 0,0005 и не более 0,01
О не менее 0,0005 и не более 0,01
остальное железо и неизбежные примеси,
имеет в металлографической структуре бейнит, доля площади которого составляет 95% или более, причем
в центральной области толщины листа, находящейся в диапазоне от 5/8 до 3/8 толщины листа от поверхности стального листа, среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>, представленной соответствующими кристаллографическими ориентациями {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> и {223}<110>, составляет 4,0 или менее, а полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113> составляет 5,0 или менее, при этом среднеобъемный диаметр кристаллических зерен в металлографической структуре составляет 10 мкм или менее.

2. Стальной лист по п.1, в котором содержание кристаллических зерен бейнита, имеющих отношение длины dL в направлении прокатки к длине dt по направлению толщины листа dL/dt, равное 3,0 или менее, составляет 50% или более.

3. Стальной лист по п.1, который дополнительно содержит один или более элементов из, в мас.%:
Ti не менее 0,001 и не более 0,20
Nb не менее 0,001 и не более 0,20
V не менее 0,001 и не более 1,0
W не менее 0,001 и не более 1,0.

4. Стальной лист по п.1, который дополнительно содержит один или более элементов из, в мас.%:
В не менее 0,0001 и не более 0,0050
Mo не менее 0,001 и не более 1,0
Cr не менее 0,001 и не более 2,0
Cu не менее 0,001 и не более 2,0
Ni не менее 0,001 и не более 2,0
Со не менее 0,0001 и не более 1,0
Sn не менее 0,0001 и не более 0,2
Zr не менее 0,0001 и не более 0,2
As не менее 0,0001 и не более 0,50.

5. Стальной лист по п.1, который дополнительно содержит один или более элементов из, в мас.%:
Mg не менее 0,0001 и не более 0,010
REM не менее 0,0001 и не более 0,1
Са не менее 0,0001 и не более 0,010.

6. Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа с повышенной локальной деформируемостью, содержащего, в мас.%:
С не менее 0,07 и не более 0,20
Si не менее 0,001 и не более 2,5
Mn не менее 0,01 и не более 4,0
Р не менее 0,001 и не более 0,15
S не менее 0,0005 и не более 0,03
Al не менее 0,001 и не более 2,0
N не менее 0,0005 и не более 0,01
О не менее 0,0005 и не более 0,01
остальное железо и неизбежные примеси,
включающий первую горячую прокатку, при которой проводят прокатку со степенью обжатия 40% или более один раз или более в температурном диапазоне не ниже 1000°С и не выше 1200°С с получением аустенитного зерна диаметром 200 мкм или менее,
вторую горячую прокатку, при которой проводят прокатку со степенью обжатия 30% или более в одном проходе по меньшей мере однократно в температурном диапазоне не ниже Т1+30°С и не выше Т1+200°С, где Т1 определяют из выражения:
T1(°С)= 850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V (1),
при этом суммарная степень обжатия при второй горячей прокатке составляет 50% или более, причем выполняют конечное обжатие при степени обжатия 30% или более при второй горячей прокатке, а затем проводят
первичное охлаждение с выдержкой после второй горячей прокатки t секунд, определяемой из выражения: t≤2,5×t1 (2), причем t1 определяют из выражения:
t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)²-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1,сек(3), где
Tf - температура после конечного обжатия стальной заготовки при степени обжатия 30% или более,˚C,
Р1 - степень обжатия при конечном обжатии на уровне 30% или более,
причем первичное охлаждение ведут со средней скоростью охлаждения 50°С/секунду или более и выполняют первичное охлаждение с изменением температуры в диапазоне не менее чем на 40°С и не более чем на 140°С,
после завершения первичного охлаждения проводят вторичное охлаждение, при этом охлаждение ведут до температуры в диапазоне не ниже температуры точки Ае₃ - 50°С и не выше 700°С, со средней скоростью охлаждения 15°С/секунду или более и
выполняют намотку в рулон при температуре от выше 350°C до 650°С.

7. Способ по п.6, в котором
сумма степеней обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С составляет 30% или менее.

8. Способ по п.6, в котором
время выдержки после второй горячей прокатки t секунд составляет t<t1.

9. Способ по п.6, в котором
время выдержки после второй горячей прокатки t секунд составляет t1≤t≤t1×2,5.

10. Способ по п.6, в котором первичное охлаждение начинают между прокатными клетями.