RU2574539C2

RU2574539C2 - High-strength hot-rolled steel sheet of fine local working ability and method of its production

Info

Publication number: RU2574539C2
Application number: RU2013150096/02A
Authority: RU
Inventors: Йосихиро СУВА; Казуаки НАКАНО; Кунио ХАЯСИ; Рики ОКАМОТО; Нобухиро ФУДЗИТА; Кохити САНО
Original assignee: Ниппон Стил Энд Сумитомо Корпорейшн
Priority date: 2011-04-13
Filing date: 2012-04-12
Publication date: 2016-02-10

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to metallurgy. High-strength hot rolled sheet contains the following elements in wt %: C - 0.07-0.20, Si - 0.001-2.5, Mn - 0.01-4.0, P - 0.001-0.15, S - 0.0005-0.03, Al - 0.001-2.0, N - 0.0005-0.01, O - 0.0005-0.01, iron and unavoidable impurities making the rest. Note here that bainite area fraction in metallographic structure makes 95% or more. Note here that sheet depth central area making 5/8-3/8 of sheet depth from its surface features the mean pole densities of orientation group from {100}<011> to {223}<110> makes 4.0 or less. Note also that pole density of crystal-lattice orientation {332}<113> makes 5.0 or less. Mind that mean-volume diameter of crystal grains in metallographic structure makes 10 mcm or less.

EFFECT: higher local working ability at sufficient steel sheet elongation and strength.

10 cl, 5 tbl, 8 dwg

Description

[Область техники, к которой относится изобретение][Field of the invention]

[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.[0001] The present invention relates to a high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability for bending, flanging of the inner edges, deburring and the like, and a method for manufacturing it.

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.This application is based on previous Japanese Patent Application No. 2011-089250, filed April 13, 2011, and claims priority according to this application, the entire contents of which are incorporated into this description by reference.

[Уровень техники][Prior art]

[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.[0002] In order to reduce carbon dioxide gas emissions from automobiles, the weight reduction of the bodies of automobile vehicles using high-strength steel sheets was stimulated. In addition, in order to also ensure the safety of passengers, a high-strength steel sheet was also used on an increasing scale for the vehicle body, in addition to a mild steel sheet.

[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.[0003] In order to help reduce the weight of automobile vehicle bodies, it is further necessary to increase the applied strength level of high-strength steel sheet to a greater extent than usual. For the use of high-strength steel sheet, for example, in the details of the lower part of the body, local deformability must be increased to remove the burr.

[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.[0004] However, when the strength of the steel sheet generally increases, moldability decreases, and as described in Non-Patent Document 1, uniform elongation, which is important for drawing and bending, decreases. In contrast, Non-Patent Document 2 provides a method for ensuring uniform elongation even at the same strength by creating a complex metallographic structure of the steel sheet.

[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.[0005] Also disclosed is a method for adjusting the metallographic structure of a steel sheet, which increases local deformability, which manifests itself in bending, widening of the hole, and removal of the burr. Non-Patent Document 3 reports that the inclusion control making the structure uniform and further reducing the difference in hardness values between the structures are effective for improving the bending and expandability of the hole. This improves the ability to expand the hole, making the structure uniform by adjusting the structure.

[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.[0006] To achieve progress in terms of strength and ductility, Non-Patent Document 4 proposes a method in which the regulation of the metallographic structure (the regulation of the formation of precipitated phases and the control of structural transformations) is performed by adjusting the cooling conditions after hot rolling, thereby obtaining the proper fractions of proeutectoid ferrite as soft phase and bainite.

[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.[0007] Meanwhile, Patent Document 1 discloses a method in which the final temperature of hot rolling, the degree of reduction, and the temperature range of finish rolling are controlled, the austenite is recrystallized, the development due to rolling is suppressed, and crystallographic orientations are erratic, thereby increasing strength, ductility and ability to expand the hole.

[Предшествующий уровень техники][Prior art]

[Патентный Документ][Patent Document]

[0008] Патентный Документ 1: Японская Выложенная Патентная Публикация № 2009-263718.[0008] Patent Document 1: Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2009-263718.

[Непатентный Документ][Non-Patent Document]

[0009] Непатентный Документ 1: автор Kishida, журнал «Nippon Steel Technical Report» (1999), № 371, стр. 13.[0009] Non-Patent Document 1: Written by Kishida, Nippon Steel Technical Report (1999), No. 371, p. 13.

Непатентный Документ 2: авторы O. Matsumura и др., журнал «Trans. ISIJ» (1987), том 27, стр. 570.Non-Patent Document 2: Authors O. Matsumura et al., Trans. ISIJ ”(1987), Volume 27, p. 570.

Непатентный Документ 3: авторы Kato и др., журнал «Steelmaking Research» (1984), том 312, стр. 41.Non-Patent Document 3: Authors of Kato et al., Steelmaking Research (1984), Volume 312, p. 41.

Непатентный Документ 4: авторы K. Sugimoto и др., журнал «ISIJ International» (2000), том 40, стр. 920.Non-Patent Document 4: Authors K. Sugimoto et al., ISIJ International (2000), Volume 40, p. 920.

[Сущность изобретения][Summary of invention]

[Проблемы, разрешаемые изобретением][Problems Resolved by the Invention]

[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.[0010] The main factor in the deterioration of local deformability is the “heterogeneity” of the difference in hardness values between structures, non-metallic inclusions, developed rolling texture, and the like. Among them, the most effective factor is the “difference in hardness values between structures” disclosed in Non-Patent Document 3. In addition, the “developed rolling texture” presented in Patent Document 1 is an effective regulatory factor.

[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.[0011] These factors are combined in a complex manner and determine the local deformability of the steel sheet. To maximize the improved limit of local deformability by controlling the texture, the structure is controlled in a complex way, and it is necessary to eliminate the “heterogeneity” caused by the “difference in hardness between the structures” to the extent possible.

[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.[0012] The present invention provides a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability, providing increased local ductility of the high-strength steel sheet, as well as improving anisotropy in the steel sheet by converting the steel structure into a metallographic structure in which the proportion of bainite is 95% or more, along with texture control, and the method of its manufacture.

[Средства разрешения задачи][Means of solving the problem]

[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.[0013] According to traditional concepts, improvements in hole expandability, bending, and the like were made by adjusting inclusions, creating finely divided precipitated phases, homogenizing the structure, converting the structures to a single-phase state, reducing the difference in hardness between the structures and the like. However, this is not enough to influence the anisotropy of a high-strength steel sheet to which Nb, Ti, and the like are added. This creates such problems that other structure-forming elements are lost, the direction in which the material is taken before molding, and the like is limited, and the use of high-strength steel sheet is limited.

[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.[0014] Thus, to increase the ability to expand the hole and machinability in bending conditions of high-strength steel sheet, the authors of the present invention focused on the texture effect of the steel sheet, and investigated and studied in detail this effect. As a result, it became clear that by controlling the intensities of orientations of specific groups of crystallographic orientations, the local deformability increases sharply without a significant decrease in elongation and strength.

[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.[0015] A point that should be particularly emphasized is that the inventors of the present invention found that the increased local deformability limit for texture control is highly correlated with the steel structure, and the steel structure turns out to be a metallographic structure in which the proportion of bainite is 95 % or more, thereby making it possible to maximize the increased limit of local deformability while ensuring the strength of the steel.

[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.[0016] Additionally, the authors of the present invention have found that in a structure that controls the intensities of orientations of a particular group of crystallographic orientations, local plasticity is largely determined by the size of the crystal grains. In general, in a structure in which phases formed at low temperature (bainite, martensite, and the like) are mixed, the determination of crystalline grains is extremely unclear, and their quantification is difficult.

[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.[0017] In contrast, the present inventors have found that it is possible to solve the problem of quantifying crystalline grains by determining the “grain block” of crystalline grains as follows.

[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.[0018] The “grain block” of crystalline grains, as defined in the present invention, is found as follows in an analysis of the orientations of a steel sheet using the EBSP method (analysis of the diffraction pattern of back-reflected electrons). That is, in the analysis of the orientations of the steel sheet by the EBSP method, for example, orientations are measured at 1500x magnifications with a measurement step of 0.5 μm or less, and the position at which the misorientation between adjacent measurement points exceeds 15 ° is attributed to the boundary between the crystalline grains. Then, the region surrounded by this boundary is defined as a “grain block” of crystalline grains.

[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).[0019] With respect to the crystal grains in the grain block thus defined, an equivalent circle diameter d is obtained, and the volume of the crystal grains of each grain block is 4 / 3πd ³ . Then calculate the weighted average volume and get the volumetric average diameter (Volumetric Diameter).

[0020] Настоящее изобретение выполнено на основе вышеописанного знания, и его сущность состоит в следующем.[0020] The present invention is made based on the above knowledge, and its essence is as follows.

[0021][0021]

[1] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость, содержит:[1] High strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability, contains:

в % по массе,in% by weight

С: не менее 0,07% и не более 0,20%;C: not less than 0.07% and not more than 0.20%;

Si: не менее 0,001% и не более 2,5%;Si: not less than 0.001% and not more than 2.5%;

Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%;Mn: not less than 0.01% and not more than 4.0%;

Р: не менее 0,001% и не более 0,15%;P: not less than 0.001% and not more than 0.15%;

S: не менее 0,0005% и не более 0,03%;S: not less than 0.0005% and not more than 0.03%;

Al: не менее 0,001% и не более 2,0%;Al: not less than 0.001% and not more than 2.0%;

N: не менее 0,0005% и не более 0,01%;N: not less than 0.0005% and not more than 0.01%;

О: не менее 0,0005% и не более 0,01%; иO: not less than 0.0005% and not more than 0.01%; and

остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями, причем доля площади бейнита в металлографической структуре составляет 95% или более,the rest is made up of iron and inevitable contaminants, with the proportion of bainite in the metallographic structure being 95% or more,

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, иmoreover, in the Central region of the sheet thickness, ranging from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110>, represented by the corresponding crystallographic orientations {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110>, and {223} <110>, is 4.0 or less, and the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> is 5.0 or less, and

среднеобъемный диаметр кристаллических зерен в металлографической структуре составляет 10 мкм или менее.the volumetric average diameter of the crystal grains in the metallographic structure is 10 μm or less.

[2] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], в котором[2] A high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability according to [1], wherein

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.with respect to crystalline bainite grains, the content of crystalline grains in which the ratio of the length dL in the rolling direction to the length dt in the direction of the sheet thickness: dL / dt is 3.0 or less is 50% or more.

[3] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:[3] A high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability according to paragraph [1], further comprises:

элемент одного типа или двух или более типов изan element of one type or two or more types of

в % по массе,in% by weight

Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%,Ti: not less than 0.001% and not more than 0.20%,

Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%,Nb: not less than 0.001% and not more than 0.20%,

V: не менее 0,001% и не более 1,0%, иV: not less than 0.001% and not more than 1.0%, and

W: не менее 0,001% и не более 1,0%.W: not less than 0.001% and not more than 1.0%.

[4] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:[4] A high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability according to paragraph [1], further comprises:

в % по массе,in% by weight

В: не менее 0,0001% и не более 0,0050%,B: not less than 0.0001% and not more than 0.0050%,

Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%,Mo: not less than 0.001% and not more than 1.0%,

Cr: не менее 0,001% и не более 2,0%,Cr: not less than 0.001% and not more than 2.0%,

Cu: не менее 0,001% и не более 2,0%,Cu: not less than 0.001% and not more than 2.0%,

Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%,Ni: not less than 0.001% and not more than 2.0%,

Со: не менее 0,0001% и не более 1,0%,Co: not less than 0.0001% and not more than 1.0%,

Sn: не менее 0,0001% и не более 0,2%,Sn: not less than 0.0001% and not more than 0.2%,

Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%, иZr: not less than 0.0001% and not more than 0.2%, and

As: не менее 0,0001% и не более 0,50%.As: not less than 0.0001% and not more than 0.50%.

[5] Высокопрочный горячекатаный стальной лист, имеющий превосходную локальную деформируемость согласно пункту [1], дополнительно содержит:[5] A high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability according to [1], further comprises:

в % по массе,in% by weight

Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%,Mg: not less than 0.0001% and not more than 0.010%,

REM (редкоземельные элементы): не менее 0,0001% и не более 0,1%, иREM (rare earths): not less than 0.0001% and not more than 0.1%, and

Са: не менее 0,0001% и не более 0,010%.Ca: not less than 0.0001% and not more than 0.010%.

[6] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость, который включает стадии, в которых:[6] A method for manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability, which comprises the steps of:

на стальной заготовке, содержащей:on a steel billet containing:

в % по массе,in% by weight

остальное количество составлено железом и неизбежными загрязняющими примесями,the rest is made up of iron and inevitable contaminants,

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;perform the first hot rolling, in which rolling is carried out with a reduction ratio of 40% or more once or more in a temperature range of not lower than 1000 ° C and not higher than 1200 ° C;

регулируют диаметр аустенитного зерна на величину 200 мкм или менее первой горячей прокаткой;adjusting the diameter of the austenitic grain by 200 microns or less by first hot rolling;

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);perform the second hot rolling, in which rolling is carried out with a reduction ratio of 30% or more in one pass at least once in the temperature range not lower than the temperature T1 + 30 ° C, and not higher than T1 + 200 ° C, according to The following Expression (1);

регулируют сумму степеней обжатия при второй горячей прокатке на 50% или более;adjust the sum of the compression ratios in the second hot rolling by 50% or more;

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);perform final compression with a compression ratio of 30% or more in the second hot rolling and then begin primary cooling so that the holding time t seconds satisfies the following Expression (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;adjust the average cooling rate in the primary cooling by 50 ° C / second or more and perform primary cooling so that the temperature changes occur in the range of not less than 40 ° C and not more than 140 ° C;

начинают вторичное охлаждение после завершения первичного охлаждения;begin secondary cooling after completion of the primary cooling;

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; иperform cooling to a temperature in the range not lower than the temperature of the point Ae ₃ - 50 ° C and not higher than 700 ° C, with an average cooling rate of 15 ° C / second or more with secondary cooling; and

выполняют намотку в рулон при температуре от выше 350ºC до 650°С, причемperform winding into a roll at temperatures from above 350ºC to 650 ° C, and

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

t≤2,5×t1.... (2), гдеt≤2.5 × t1 .... (2), where

t1 получается согласно нижеприведенному Выражению (3):t1 is obtained according to the following Expression (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.t1 = 0.001 × ((Tf-T1) × P1 / 100) ² -0.109 × ((Tf-T1) × P1 / 100) +3.1 ... (3), where in the above Expression (3) Tf represents the temperature of the steel billet obtained after the final compression at a compression ratio of 30% or more, and P1 represents the compression ratio at the final compression at a level of 30% or more.

[7] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором[7] A method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability according to [6], wherein

сумма степеней обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С составляет 30% или менее.the sum of the compression ratios in the temperature range below T1 + 30 ° C is 30% or less.

[8] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором[8] A method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability according to [6], wherein

время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2а):the exposure time t seconds additionally satisfies the following Expression (2a):

t<t1... (2а)t <t1 ... (2a)

[9] Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа, имеющего превосходную локальную деформируемость согласно пункту [6], в котором[9] A method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability according to [6], wherein

время выдержки t секунд дополнительно удовлетворяет нижеприведенному Выражению (2b):the exposure time t seconds additionally satisfies the following Expression (2b):

t1≤t≤t1×2,5..... (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.[10] A method of manufacturing a high strength hot rolled steel sheet having excellent local deformability according to [6], wherein primary cooling is started between the rolling stands.

[Эффект изобретения][Effect of the invention]

[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.[0022] According to the present invention, it is possible to create a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability necessary for bending, flanging of the inner edges, deburring and the like, and suitable for manufacturing automotive parts and the like, by controlling the texture and structure of the steel sheet steel.

[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»;[0023] [FIG. 1] FIG. 1 is a view showing the relationship between the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> and the ratio “sheet thickness / minimum bending radius”;

[ФИГ. 2] ФИГ. 2 представляет вид, показывающий взаимосвязь между полюсной плотностью кристаллографической ориентации {332}<113> и соотношением «толщина листа/минимальный радиус изгиба»;[FIG. 2] FIG. 2 is a view showing the relationship between the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> and the ratio “sheet thickness / minimum bending radius”;

[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;[FIG. 3] FIG. 3 is a view showing the relationship between the number of rolling at a reduction ratio of 40% or more in rough rolling and the diameter of austenitic grain in rough rolling;

[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>;[FIG. 4] FIG. 4 is a view showing the relationship between the degree of compression at temperatures from T1 + 30 to T1 + 200 ° C and the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {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>;[FIG. 5] FIG. 5 is a view showing the relationship between the degree of compression at a temperature of from T1 + 30 to T1 + 200 ° C and the pole density of crystallographic orientation {332} <113>;

[ФИГ. 6] ФИГ. 6 представляет пояснительный вид технологической линии непрерывной горячей прокатки;[FIG. 6] FIG. 6 is an explanatory view of a continuous hot rolling production line;

[ФИГ. 7] ФИГ. 7 представляет вид, показывающий взаимосвязь между прочностью и способностью к расширению отверстия соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей; и[FIG. 7] FIG. 7 is a view showing the relationship between strength and expandability of a hole of the inventive steels and comparative steels; and

[ФИГ. 8] ФИГ. 8 представляет вид, показывающий взаимосвязь между прочностью и изгибаемостью соответствующих изобретению сталей и сравнительных сталей.[FIG. 8] FIG. 8 is a view showing the relationship between strength and bending of steels and comparative steels according to the invention.

[Вариант осуществления изобретения][An embodiment of the invention]

[0024] Далее будет разъяснено содержание настоящего изобретения.[0024] Next, the contents of the present invention will be explained.

[0025] (Кристаллографическая ориентация)[0025] (Crystallographic orientation)

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.The mean value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> and the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> in the central region of the sheet thickness in the range from 5/8 to 3/8 will be explained. the thickness of the sheet from the surface of the steel sheet.

[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.[0026] In the high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention (which will sometimes be referred to as the "steel sheet according to the present invention"), the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> is of particular importance. in the Central region of the sheet thickness, ranging from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet.

[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».[0027] When the X-ray diffraction measurement is performed in the central region of the sheet thickness, ranging from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, to obtain intensity ratios of the respective orientations on an arbitrary sample, as shown in FIG. 1, it was found that the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> is less than 4.0, the ratio “sheet thickness / bending radius ≥1.5”, which is required for processing the wireframe the details. In addition, it was found that when the steel structure is a metallographic structure in which the proportion of bainite is 95% or more, the ratio “sheet thickness / bending radius ≥2.5” is satisfied.

[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.[0028] When the ability to expand the hole and slightly limited bendability are required, the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> is desirably less than 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.[0029] When the above average value is 4.0 or more, the anisotropy of the mechanical characteristics of the steel sheet becomes extremely high, and local deformability in a specific direction is further improved, but in a direction other than a specific direction, the material is significantly degraded, resulting in it becomes impossible to satisfy the ratio “sheet thickness / bending radius ≥1.5”. On the other hand, when the above average value becomes less than 0.5, which is difficult to achieve in the current general process of continuous hot rolling, the problem of deterioration of local deformability arises.

[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>.[0030] The orientation group from {100} <011> to {223} <110> includes the orientations {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> and {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).[0031] The pole density is synonymous with the ratio of arbitrary x-ray intensities. The pole density (the ratio of arbitrary x-ray intensities) is a numerical value obtained by measuring the x-ray intensities on a standard sample that does not have a cluster with a specific orientation, and a test sample, under the same conditions using x-ray diffractometry or the like, and division the received x-ray intensity from the test sample to the x-ray intensity of the standard sample. This pole density can be measured by any method from X-ray diffraction, EBSP (analysis of the diffraction pattern of back-reflected electrons) and ECP (analysis of the pattern of electron channeling).

[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>.[0032] Regarding the pole density of the orientation group from {100} <011> to {223} <110>, for example, the pole densities of the corresponding orientations {100} <011>, {116} <110>, {114} < 110>, {112} <110> and {223} <110> are obtained from a three-dimensional texture (ODF, orientation distribution function) calculated in a row method using numerous (preferably three or more) pole figures from pole figures {110} , {100}, {211} and {310}, measured by this method, and derive the arithmetic average of these pole densities, and thereby obtain the pole density of the above group Tatsiy. Incidentally, when it is impossible to obtain the intensities of all the above orientations, the arithmetic mean of the pole densities of the corresponding orientations from {100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {112} <can also be used as a substitution. 110> and {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.[0033] For example, for the pole density of each of the above crystallographic orientations, each intensity from (001) [1-10], (116) [1-10], (114) [1-10], (113 ) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10] and (223) [1-10] with ϕ2 = 45º sections in a three-dimensional texture.

[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».[0034] For similar reasons, the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> of the sheet plane in the range from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet should be 5.0 or less, as shown in FIG. 2. To the extent that the pole density described above is 5.0 or less, the ratio “sheet thickness / bending radius ≥1.5” that is required to process the frame part can be satisfied. It is desirable that the above pole density is 3.0 or less. In addition, it has been found that when the steel sheet structure of the present invention is a metallographic structure in which the bainite area fraction is 95% or more, the ratio “sheet thickness / bending radius ≥2.5” is satisfied.

[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.[0035] When the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> is more than 5.0, the anisotropy of the mechanical characteristics of the steel sheet becomes extremely high, and local deformability in a specific direction is further improved, but in a direction different from a specific direction, the material is significantly degraded , leading to the fact that it becomes impossible to satisfy the ratio of "sheet thickness / bending radius ≥2.5". On the other hand, when the above pole density becomes less than 0.5, which is difficult to achieve in the current general process of continuous hot rolling, the problem of deterioration of local deformability arises.

[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.[0036] The reason why the pole densities of crystallographic orientations are important factors for the shape fixation characteristic during bending processing is not necessarily obvious, but, being deduced logically, refers to the crystal slip characteristics during bending deformation.

[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.[0037] As for the sample subjected to X-ray diffraction measurement by EBSP or ECP, the thickness of the steel sheet is reduced to a predetermined thickness of the sheet from the surface by mechanical grinding or the like. The stresses are then removed by chemical polishing, electrolytic polishing, or the like, and a sample is made so that a suitable plane in the region of 5/8 to 3/8 of the sheet thickness becomes a measurement plane. For example, on a steel sample with a size of 30 mm in diameter, cut from a position of 1/4 W or 3/4 W of the sheet width W, grinding is performed with fine polishing (average roughness Ra along the center line of the profile: from 0.4a to 1, 5a). Then, the voltage is removed by chemical polishing or electrolytic polishing, and a sample is made which must be subjected to X-ray diffraction measurement. As for the sheet width direction, it is desirable to take a sample from the steel sheet at a position 1/4 or 3/4 from the end portion.

[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.[0038] Of course, the pole density satisfies the above-described limited range of pole densities, not only in the central region of the sheet thickness from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, but also in as many positions as possible across the sheet thickness, and thereby further improving the characteristic of local ductility (local elongation). However, the measurement is carried out in the range from 5/8 to 3/8 from the surface of the steel sheet, thereby making it possible to represent the characteristics of the material throughout the steel sheet as a whole. Thus, a measurement range of 5/8 to 3/8 of the sheet thickness is prescribed.

[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.[0039] Incidentally, the crystallographic orientation, represented as {hkl} <uvw>, means that the direction perpendicular to the plane of the steel sheet is parallel <hkl> and the rolling direction parallel to <uvw>. With respect to the crystallographic orientation, as a rule, an orientation perpendicular to the sheet plane is represented by [hkl] or {hkl}, and an orientation parallel to the rolling direction is represented by (uvw) or <uvw>. The designations {hkl} and <uvw> are generic terms for equivalent planes, and each of the designations [hkl] and (uvw) corresponds to an individual crystallographic plane. That is, in the present invention, the target is a body-centered cubic structure, and thus, for example, the planes (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11 -1), (1-1-1) and (-1-1-1) are equivalent to such an extent that they cannot be distinguished. In this case, these orientations are collectively referred to as {111}. In the ODF representation (orientation distribution function), [hkl] (uvw) is also used to express the orientations of other low symmetry crystal structures, and thus is a common expression for each orientation as [hkl] (uvw), but in the present invention [hkl] ( uvw) and {hkl} <uvw> are synonymous with each other. X-ray crystallographic orientation measurements are performed according to a method described, for example, by Cullity in Elements of X-Ray Diffraction, a new edition (published in 1986, translated by MATSUMURA, Gentaro, company publication AGNE Inc.), on pages 274-296.

[0040] (Среднеобъемный диаметр кристаллических зерен)[0040] (Volumetric average diameter of crystalline grains)

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.The present inventors have thoroughly investigated texture control of hot rolled steel sheet. As a result, it was found that under conditions when the texture is controlled as described above, the effect of crystalline grains in the grain block on local plasticity is extremely strong, and crystalline grains become finely dispersed, thereby providing the possibility of obtaining a sharp increase in local ductility. Meanwhile, as described above, the “grain block” of crystalline grains is determined in such a way that the position at which the disorientation exceeds 15 ° is considered as the boundary of the crystalline grains in the analysis of the orientations of the steel sheet by 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.[0041] As indicated above, the reason why local ductility improves is not obvious. However, it is assumed that this is due to the fact that when the texture of the steel sheet is randomized and the crystalline grains are obtained finely dispersed, the occurrence of a local concentration of micron-order stresses is suppressed, the strain distribution is uniform, and the stress is uniformly dissipated at the micron level.

[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.[0042] When larger crystalline grains are present, even if their number is small, the deterioration of local ductility becomes significant. Therefore, the size of crystalline grains does not represent the average value of an ordinary size, and the volumetric average diameter, defined as the weighted average volume, correlates with local ductility. To obtain the effect of increasing local plasticity, the volumetric average diameter of the crystal grains should be 10 μm or less. It is desirable that it be 7 μm or less, to provide the ability to expand the hole at a higher level.

[0043] (Характеристика равноосности кристаллических зерен)[0043] (Characterization of equiaxiality of crystalline grains)

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.As a result of an additional study of local plasticity, the inventors have found that when the equiaxiality of crystalline grains is excellent provided that the above-described texture and size of crystalline grains are satisfied, local plasticity is improved. As an indicator describing the characteristic of equiaxiality of crystalline grains, the ratio of the length dL in the rolling direction to the length dt in the direction of the sheet thickness is used: dL / dt. Then, to improve local ductility, it is necessary that at least 50% or more of the crystalline grains having an excellent equiaxial characteristic, in which the dL / dt ratio is 3.0 or less, are among all the bainitic crystalline grains. When the above-described crystalline grains having an excellent equiaxial characteristic comprise less than 50% of bainitic crystalline grains, local ductility is degraded.

[0044] (Химический состав)[0044] (Chemical composition)

Далее будут разъяснены обоснования для ограничения химического состава стального листа согласно настоящему изобретению. Между прочим, «%» применительно к химическому составу означает «% по массе».Next, the rationale for limiting the chemical composition of the steel sheet according to the present invention will be explained. Incidentally, “%” as applied to chemical composition means “% by mass”.

[0045] С: не менее 0,07% и не более 0,20%[0045] C: not less than 0.07% and not more than 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.Carbon (C) is an element that increases strength, and is required in an amount of 0.07 or more. Its content is preferably 0.08% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.20%, weldability decreases and machinability decreases sharply due to an increase in the content of the solid structure, and thereby the upper limit is set to 0.20%. When the C content exceeds 0.10%, the formability deteriorates, so that the C content is preferably 0.10% or less.

[0046] Si: не менее 0,001% и не более 2,5%[0046] Si: not less than 0.001% and not more than 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.Silicon (Si) is an element effective in increasing the mechanical strength of a steel sheet, but when the Si content becomes more than 2.5%, machinability deteriorates and surface defects occur, so that the upper limit is regulated by 2.5%. When the Si content is high, the efficiency of the chemical conversion treatment is deteriorated, so that it is preferably 1.0% or less. It is difficult to bring the Si content in real steel to less than 0.001%, so the lower limit is adjusted to 0.001%. It is preferably 0.01% or more.

[0047] Mn: не менее 0,01% и не более 4,0%[0047] Mn: not less than 0.01% and not more than 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.Manganese (Mn) is also an element that is effective in increasing the mechanical strength of a steel sheet, but when the Mn content exceeds 4.0%, machinability deteriorates, so that the upper limit is adjusted to 4.0%. Preferably, it is 3.3% or less. It is difficult to bring the Mn content in real steel to less than 0.01%, so the lower limit is regulated by 0.01%. Preferably, it is 0.07% or more.

[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.[0048] When elements such as Ti, which suppresses the occurrence of hot cracking due to sulfur (S), are added in an insufficient amount other than Mn, it is desirable to add Mn in an amount satisfying the ratio “Mn / S ≥20% by mass” . Mn is an element that, as its content increases, extends the austenitic temperature range toward a lower temperature, improves hardenability, and facilitates the formation of a transformation structure with continuous cooling, which has excellent workability with respect to burr removal. This effect is difficult to manifest when the Mn content is less than 1%, so it is desirable to add it in an amount of 1% or more.

[0049] Р: не менее 0,001% и не более 0,15%[0049] P: not less than 0.001% and not more than 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%.Phosphorus (P) is a contaminant and prevents deterioration of workability and cracking during hot rolling or cold rolling, so that the upper limit of its content is set to 0.15%. Preferably, it is 0.10% or less, and more preferably 0.05% or less. It is difficult to reduce the P content to a level below 0.001% under conditions of modern general refining (including secondary refining), so the lower limit is regulated by 0.001%.

[0050] S: не менее 0,0005% и не более 0,03%[0050] S: not less than 0.0005% and not more than 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%.Sulfur (S) is a contaminant and prevents deterioration of workability and cracking during hot rolling or cold rolling, so that the upper limit of its content is set to 0.03%. Preferably, it is 0.01%, and more preferably 0.005% or less. It is difficult to reduce the S content to below 0.0005% under conditions of modern general refining (including secondary refining), so the lower limit is regulated by 0.0005%.

[0051] Al: не менее 0,001% и не более 2,0%[0051] Al: not less than 0.001% and not more than 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%.0.001% or more of aluminum (Al) is added for deoxidation. In addition, Al significantly increases the conversion point of γ- into the α-phase, so that it is an effective element when hot rolling is carried out, in particular, at a temperature of the point Ar ₃ or lower. However, when there is too much of it, weldability deteriorates, so that the upper limit is set at 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.[0052] The Ar ₃ point is the temperature at which ferrite begins to form a precipitating phase when the alloy is cooled in a single-phase austenitic region. In the present invention, the expression “Ar ₃ point or higher” is used to emphasize that the structure is in a single-phase austenitic state.

[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%.[0053] When Si and Al are contained in an excessive amount, the release of cementite by a separate phase during processing in the overdischarge mode is suppressed, and the residual austenite fraction may become too large, so that the total amount of Si and Al added is preferably less than 1%.

[0054] N: не менее 0,0005% и не более 0,01%[0054] N: not less than 0.0005% and not more than 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%.Nitrogen (N) is a contaminant, and its content is adjusted to 0.01% or less so as not to degrade workability. Preferably, its content is 0.005% or less. It is difficult to reduce the N content to below 0.0005% under conditions of modern general refining (including secondary refining), so the lower limit is regulated by 0.0005%.

[0055] О: не менее 0,0005% и не более 0,01%[0055] O: not less than 0.0005% and not more than 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%.Like nitrogen (N), oxygen (O) is a contaminant, and its content is adjusted to 0.01% or less so as not to impair workability. Preferably, its content is 0.005% or less. It is difficult to reduce the O content to below 0.0005% under conditions of modern general refining (including secondary refining), so the lower limit is regulated by 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.[0056] It is also possible that the element (s) of one type or two or more types of Ti, Nb, V and W can be added to the steel sheet according to the present invention, thereby forming a finely divided carbonitride, and as a result of dispersion hardening, an increase in strength is achieved.

[0057] Ti: не менее 0,001% и не более 0,20%[0057] Ti: not less than 0.001% and not more than 0.20%

Nb: не менее 0,001% и не более 0,20%Nb: not less than 0.001% and not more than 0.20%

V: не менее 0,001% и не более 1,0%V: not less than 0.001% and not more than 1.0%

W: не менее 0,001% и не более 1,0%W: not less than 0.001% and not more than 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%.To obtain the effect of increasing strength by dispersion hardening by adding elements of one type or two or more types of Ti, Nb, V and W, it is necessary to add 0.001% or more of each of Ti, Nb, V and W. Each of Ti, Nb, V and W are preferably contained in an amount of 0.01% or more. However, even if they are introduced in excess, the effect of increasing the strength only saturates, so that the upper limits of the contents of each of Ti and Nb are adjusted to 0.20%, and the upper limits of the contents of each of V and W are set to 1.0%. Each of Ti and Nb is preferably contained in an amount of not less than 0.01% and not more than 0.1%, and the content of each of V and W is preferably not less than 0.01% and not more than 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.[0058] Elements of the same type or two or more types of B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr can also be added to the steel sheet according to the present invention in order to provide strength by increasing the hardenability of the structure for performing a second phase control. and As.

[0059] В: не менее 0,0001% и не более 0,0050%[0059] B: not less than 0.0001% and not more than 0.0050%

Mo: не менее 0,001% и не более 1,0%Mo: not less than 0.001% and not more than 1.0%

Cr, Cu, Ni: не менее 0,001% и не более 2,0%Cr, Cu, Ni: not less than 0.001% and not more than 2.0%

Со: не менее 0,0001% и не более 1,0%Co: not less than 0.0001% and not more than 1.0%

Sn, Zr: не менее 0,0001% и не более 0,2%Sn, Zr: not less than 0.0001% and not more than 0.2%

As: не менее 0,0001% и не более 0,50%As: not less than 0.0001% and not more than 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.To obtain the effect of increasing strength as a result of the control of the second phase, it is necessary to add 0.0001% or more of B, 0.001% or more of each of Mo, Cr, Ni and Cu, and 0.0001% or more of each of Co, Sn, Zr and As . The boron content (B) is preferably 0.001% or more, each of Mo, Cr, Ni and Cu is preferably 0.005% or more and each of Co, Sn, Zr and As is preferably 0.001% or more.

[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%.[0060] However, when they are added in excessive amounts, machinability is deteriorated, so that the upper limit of the content of B is set to 0.0050%, the upper limit of Mo is adjusted to 1.0%, the upper limit of the content of each Cr, Cu and Ni is set to 2 , 0%, the upper limit of Co is adjusted to 1.0%, the upper limit of each of Sn and Zr is set to 0.2%, and the upper limit of As is adjusted to 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.[0061] Elements of the same type, or two or more types of Mg, REM and Ca can also be added to the steel sheet according to the present invention to improve local deformability.

[0062] Mg: не менее 0,0001% и не более 0,010%[0062] Mg: not less than 0.0001% and not more than 0.010%

REM: не менее 0,0001% и не более 0,1%REM: not less than 0.0001% and not more than 0.1%

Са: не менее 0,0001% и не более 0,010%Ca: not less than 0.0001% and not more than 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.Magnesium (Mg), REM (rare earth elements) and calcium (Ca) are important elements added to make inclusions non-deformable. To obtain an effect such as the creation of undeformable inclusions, each of Mg, REM, and Ca is added in an amount of 0.0001% or more.

[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.[0063] Each of Mg, REM, and Ca is preferably contained in an amount of 0.001% or more. On the other hand, when their content is excessive, the purity of the steel deteriorates, so that the Mg content is adjusted to 0.010% or less, the REM content is set to 0.1% or less, and the Ca content is adjusted to 0.010% or less.

[0064] (Металлографическая структура)[0064] (Metallographic structure)

Далее будет разъяснена металлографическая структура стального листа согласно настоящему изобретению.Next, the metallographic structure of the steel sheet according to the present invention will be explained.

[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.[0065] The structure of the steel sheet according to the present invention is a metallographic structure in which the proportion of bainite is 95% or more and preferably is a bainitic single-phase structure. The steel structure becomes a metallographic structure in which the proportion of the bainite area is 95% or more (including being a bainitic single-phase structure), thereby providing the possibility of achieving strength and the ability to expand the hole.

[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.[0066] In addition, the above structure is formed by conversion at a relatively high temperature, so that the need for cooling to a low temperature during the manufacturing process is eliminated, and is also a preferred structure in terms of material stability and productivity.

[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.[0067] As a remaining amount, a content of 5% or less of pro-eutectoid ferrite, perlite, martensite and residual austenite is permissible. Proeutectoid ferrite does not cause a problem as long as it is sufficiently dispersion hardened, but sometimes pro-eutectoid ferrite becomes soft, depending on the chemical composition, and, in addition, when the area fraction becomes more than 5%, the ability to expand the hole slightly decreases due to differences in hardness with bainite.

[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%.[0068] When the perlite area fraction becomes greater than 5%, strength and / or workability sometimes deteriorates. When the fraction of the martensite area becomes more than 1%, or the fraction of the area of residual austenite transforming into martensite as a result of stress-stimulated transformation becomes more than 5%, the interface between bainite and a structure harder than bainite becomes the point of onset of cracking, and the ability to hole expansion. As long as the area ratio of bainite is regulated by 95% or more, the area ratio of proeutectoid ferrite, perlite, martensite and residual austenite constituting the remaining amount becomes 5% or less, so that a balance of strength and hole expandability can be effectively maintained. However, the fraction of the martensite area must be set at less than 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).[0069] Bainite in a steel sheet according to the present invention is a microstructure defined as a continuous cooling structure (Zw) in an intermediate state between a microstructure containing polygonal ferrite and perlite formed by the diffusion mechanism and martensite generated by the non-diffusion mechanism shear deformation, as described in the publication of the Japan Institute of Cast Iron and Steel (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 Structures (Recent studies on bainitic microstructures and low carbon steel conversion characteristics - Final report of the Bainite Working Group) (1994, 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.[0070] That is, the continuous cooling transformation structure (Zw) is defined as the structure composed mainly of bainitic ferrite (α _B ), granular bainitic ferrite (α _B ) and quasi-polygonal ferrite (α _q ), and, moreover, containing a small amount of residual austenite (γ _r ) and martensite-austenite (MA), as described in the above literature link on pages 125-127, in the form of a structure observed under an optical microscope.

[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.[0071] Incidentally, like polygonal ferrite (PF), the internal structure of α _q does not appear during etching, but the shape of α _q is acicular, and is clearly different from PF. Here, provided that for the target crystalline grain, the perimeter length is “lq” and the equivalent circle diameter is “dq”, the grain having its own ratio (lq / dq) satisfying the condition lq / dq≥3.5 is 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.[0072] The continuous cooling (Zw) transformation structure of a steel sheet according to the present invention is defined as a microstructure containing components of one type or two or more types of α ° _B , α _B , α _q , γ _r and MA. Meanwhile, the total content of γ _r and MA, being in small quantities, is regulated by 3% or less.

[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.[0073] Sometimes there is a situation that the transformation structure during continuous cooling (Zw) is not easy to recognize even if it is etched using a nital reagent for observation using an optical microscope. In this case, it is detected using the EBSP-OIM ^™ method. The EBSP-OIM ^{TM system} (analysis of the backscattered electron diffraction pattern - orientational mapping microscopy) includes a software device in which a strongly inclined sample in a SEM scanning electron microscope (EEM) is irradiated with electron beams, a Kikuchi picture formed by backscattering is photographed, using a highly sensitive camera, and the image is processed on a computer, and thereby the crystallographic orientation at the irradiation point is measured in a short period of time.

[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.[0074] Using the EBSP method, the microstructure and crystallographic orientation of the surface of the bulk sample can be quantified. To the extent that the analyzed area is within the area that can be examined using SEM, you can analyze the area with a minimum resolution of 20 nm, depending on the resolution of the SEM. EBSP-OIM ^™ analysis is performed by mapping the analyzed area over tens of thousands of coordinate points equally spaced from each other.

[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).[0075] The distributions of crystallographic orientations and the sizes of crystalline grains within a sample of a polycrystalline material can be distinguished. In the present invention, a parameter distinguishable from a mapped image, with a misorientation between packets defined as 15 °, can also be conveniently defined as a transformation structure under continuous cooling (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.[0076] The structural fraction of proeutectoid ferrite was observed by the Medium Grain Disorientation Method (KAM) equipped with the EBSP-OIM ^{™ system} . The KAM method is a calculation in which the misorientation between the pixels of adjacent six pixels (first approximation) of a certain regular hexagon from the measurement data, or 12 pixels (second approximation) located outside of six pixels, or 18 pixels (third approximation), already outside 12 pixels are averaged, and the obtained value is taken as the value of the central pixel, and is performed with respect to each pixel.

[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.[0077] The above calculation is performed so as not to go beyond the grain boundary, thereby making it possible to create a map representing a change in orientation within the grain. That is, the map created represents the distribution of deformation based on changes in the local orientation inside the grain. It should be noted that in the present invention, the analysis conditions are tuned to a third approximation in EBSP-OIM ^™ , the disorientation among adjacent pixels is calculated, and those that have a misorientation of 5 ° or less are calculated.

[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.[0078] In a steel sheet according to the present invention, pro-eutectoid ferrite is defined as a microstructure within the planar fraction of pixels for which the misorientation among adjacent pixels is calculated to be 1 ° or less in a third approximation. Polygonal proeutectoid ferrite, which undergoes transformation at high temperature, is formed in the diffusion transformation, and thus the dislocation density is low and the stress inside the grain is small, and therefore the difference in crystallographic orientations inside the grain is insignificant.

[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.[0079] Then, according to the results of various studies that have so far been carried out by the authors of the present invention, it was possible to confirm that the volume fraction of polygonal ferrite obtained by observation using an optical microscope, and the proportion of the area in the region obtained by the parameter 1 ° disorientation in the third KAM approximation is essentially consistent. Therefore, pro-eutectoid ferrite in a steel sheet according to the present invention is determined as described above.

[0080] (Способ изготовления)[0080] (Manufacturing Method)

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.Next, a method for manufacturing a steel sheet according to the present invention will be explained. To achieve excellent local deformability, it is important to form a texture with the required pole densities and produce a steel sheet that satisfies conditions such as the creation of finely divided crystalline grains and the characteristic of equiaxiality, and the homogenization of crystalline grains. Details of manufacturing circumstances will be explained below to satisfy these conditions at the same time.

[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.[0081] A method of manufacturing prior to hot rolling is not particularly limited. After smelting in a shaft furnace, an electric furnace, or the like, secondary refining can be performed differently and then casting can be carried out by a conventional continuous casting method, or by ingot casting, or, moreover, by a casting method such as casting a thin slab. In the case of continuous casting, it is possible that the molded slab is once cooled to a low temperature and then reheated to then be hot rolled, or it is also possible that the molded slab is hot rolled continuously after casting. Scrap can also be used as raw material.

[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.[0082] The slab obtained by the manufacturing method described above is heated in the heating process of the slab before the hot rolling process, but in the manufacturing method according to the present invention, the heating temperature is not specifically defined. However, when the heating temperature exceeds 1260 ° C, the yield decreases due to the peeling of the scale, and thereby the heating temperature is preferably 1260 ° C or lower. On the other hand, when the heating temperature is less than 1150 ° C., the processing productivity is significantly degraded with respect to the production schedule, and thereby the heating temperature is desirably 1150 ° C. or higher.

[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.[0083] Furthermore, the duration of heating during the heating of the slab is not specifically defined, but for reasons of preventing axial segregation and the like, after the temperature reaches the desired heating temperature, the heating temperature is desirably maintained for 30 minutes or longer. However, when the cast slab, after being cast, is directly sent as it is for rolling in the state of the high temperature freshly cast slab, the duration of the heating is not limited to this.

[0084] (Первая горячая прокатка)[0084] (First hot rolling)

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.After the heating process of the slab, the slab withdrawn from the heating furnace is subjected to a rough rolling process, which is the first hot rolling, being rough rolling without holding, and thereby a rough strip is obtained. In a high-strength steel sheet having excellent local deformability according to the present invention, the diameter of the austenitic grain after rough rolling, namely, before finish rolling, is important. It is desirable that the diameter of the austenitic grain before the finish rolling is small, and the diameter of the austenitic grain of 200 μm or less significantly contributes to the formation of fine crystalline grains and homogenization of the main phase.

[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.[0085] To obtain austenitic grain with a diameter of 200 μm or less before finishing rolling, as shown in FIG. 3, when rough rolling in a temperature range of not lower than 1000 ° C and not higher than 1200 ° C, it is necessary to perform rolling at least once or more with a reduction ratio of 40% or more.

[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.[0086] When the compression ratio is higher and the number of compression cycles with a high compression ratio is increased, fine grains can be obtained. The diameter of the austenitic grain is preferably adjusted to 100 μm or less, and to achieve this, it is desirable to perform rolling with compression of 40% or more two or more times. However, when the reduction is more than 70% during rough rolling and the rolling is carried out more than 10 times, the problem arises that the temperature decreases or excessively scale forms.

[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.[0087] In this way, reducing the diameter of austenitic grains before finish rolling is effective to increase local deformability by controlling the stimulation of austenite recrystallization in subsequent finish rolling, providing grinding of the crystal grains and making crystalline grains equiaxial in the final structure.

[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.[0088] This is believed to be due to the fact that the austenitic grain boundary after rough rolling (namely, before the finish rolling) acts as one of the recrystallization nucleating agents during the finish rolling. The diameter of the austenitic grain after rough rolling is confirmed in such a way that the steel sheet fragment is cooled as sharply as possible before being finished and cooled, for example, at a cooling rate of 10 ° C / second or more, and the cross section of the steel sheet fragment is etched to reveal the boundaries of austenitic grains, and observe the boundaries of austenitic grains in an optical microscope. In this situation, at a magnification of 50 times or more, the diameter of the austenitic grain is measured at 20 fields of view or more using image analysis or a point counting method.

[0089] (Вторая горячая прокатка)[0089] (Second hot rolling)

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.After completion of the rough rolling process (first hot rolling), the finish rolling process is started as the second hot rolling. The time between the completion of the rough rolling process and the start of the finish rolling process is preferably set to 150 seconds or shorter.

[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.[0090] In the finish rolling process (second hot rolling), the initial finish rolling temperature is desirably adjusted to 1000 ° C. or higher. When the initial finish rolling temperature is below 1000 ° C, then at each finish rolling pass, the rolling temperature decreases, which the rolled rough strip is subjected to, compression occurs in the non-crystallization temperature range, the texture develops, and thereby the isotropy deteriorates.

[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.[0091] Incidentally, the upper limit of the initial finish rolling temperature is not particularly limited. However, when it is 1150 ° C or higher, there is a possibility of the formation of a gas bubble, which is the starting point for the formation of a spindle-shaped defect in the scale between the base iron of the steel sheet and the surface of the scale, before finishing rolling and between passes, and thus the initial temperature of the finish rolling preferably adjusted to a level below 1150 ° C.

[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.[0092] When finishing rolling, the temperature determined by the chemical composition of the steel sheet is adjusted to a value of T1, and rolling with compression of 30% or more in one pass is performed at least once in a temperature range of at least T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C. In addition, in fair rolling, the sum of the reduction ratios is adjusted to 50% or more. If this condition is met, in the central region of the sheet thickness, ranging from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> becomes equal 4.0 or less, and the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> becomes 5.0 or less.

[0093] Здесь T1 представляет температуру, рассчитываемую по нижеприведенному Выражению (1).[0093] Here T1 represents the temperature calculated by the Expression (1) below.

T1(°С)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V...(1),T1 (° C) = 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).wherein each of C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, and V represents an element content (% by mass).

[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).[0094] Each of FIG. 4 and FIG. 5 shows the relationship between each degree of compression in the temperature range and each pole orientation density. As shown in FIG. 4 and FIG. 5, intense compression in the temperature range not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C, and weak compression at T1 or higher and below T1 + 30 ° C after that affect the average value of the pole densities of the orientation group from { 100} <011> to {223} <110> and the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> in the central region of the sheet thickness in the range from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, and thereby the local deformability of the final product is sharply improved, as also shown in Tables 2 and 3 (see paragraphs in the Examples).

[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.[0095] This temperature T1 itself was obtained experimentally. The authors of the present invention have found empirically that recrystallization in the austenitic region of steel is stimulated based on temperature T1. To obtain better local deformability, it is important to accumulate stress as a result of intense compression, and the sum of the compression ratios of 50% or more is significant.

[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.[0096] When the total reduction ratio in the temperature range of not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C is less than 50%, the rolling deformation that must accumulate during hot rolling is insufficient, and austenite recrystallization does not develop satisfactorily. Therefore, texture develops and isotropy worsens. When the total reduction ratio is 70% or more, sufficient isotropy can be obtained even if variations due to temperature fluctuations or the like are contemplated. On the other hand, when the total compression ratio exceeds 90%, it becomes difficult to obtain a temperature range of T1 + 200 ° C or lower due to heat generation during processing, and, in addition, the load on the rolling rolls increases, causing the risk of making rolling difficult .

[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.[0097] In fine rolling, in order to facilitate uniform recrystallization, which is stimulated by the accumulated deformation, rolling is performed by compressing 30% or more in one pass at least once at a temperature not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C .

[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%.[0098] Incidentally, in order to facilitate uniform recrystallization, it is necessary to reduce the level of processing in the temperature range below T1 + 30 ° C to as small a value as possible. To achieve this, the degree of reduction at temperatures below T1 + 30 ° C is preferably 30% or less. In terms of accuracy of sheet thickness and sheet shape, a reduction ratio of 10% or less is desired. When isotropy is additionally obtained, the reduction ratio in the temperature range below T1 + 30 ° C is preferably 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.[0099] Finishing rolling is preferably completed at a temperature of T1 + 30 ° C or higher. In hot rolling at temperatures below T1 + 30 ° C, granular austenite grains that have already recrystallized lengthen, thereby creating a risk of isotropic deterioration.

[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.[0100] That is, in the manufacturing method according to the present invention, when finishing rolling by uniformly and finely recrystallizing austenite, the texture of the product is controlled and local deformability is improved with respect to hole expandability and bending.

[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.[0101] The rolling reduction ratio can be obtained by measuring the actual characteristics or by calculating the rolling load, measuring the thickness of the sheet, and / or the like. The temperature can be actually measured with a thermometer between the rolling stands, or can be obtained by model calculation taking into account the heat release during processing by the speed of the production line, the degree of compression, or / and the like. Thus, it can be easily confirmed whether or not the rolling prescribed by the present invention is performed.

[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.[0102] When hot rolling is completed at an Ar ₃ point temperature or lower, hot rolling becomes rolling of a two-phase region from austenite and ferrite, and the accumulation of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> becomes significant. As a result of this, local deformability is significantly worsened.

[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.[0103] In order to make crystalline grains finely dispersed and suppress grain elongation, the maximum amount of heat generated during processing during compression at a temperature not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C, namely, the limit of temperature increase due to compression, desirably reduced to 18 ° C. or less. To achieve this, intercellular cooling or the like is desirable.

[0104] (Первичное охлаждение)[0104] (Primary cooling)

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).After the final reduction is performed at a 30% or more reduction degree in finish rolling, primary cooling is started so that the exposure time t seconds satisfies the following Expression (2).

t≤2,5×t1.... (2)t≤2.5 × t1 .... (2)

Здесь t1 получается согласно нижеприведенному Выражению (3).Here t1 is obtained according to the Expression (3) below.

t1=0,001×((Tf-T1)×P1/100)²-0,109×((Tf-T1)×Р1/100)+3,1... (3)t1 = 0.001 × ((Tf-T1) × P1 / 100) ² -0.109 × ((Tf-T1) × P1 / 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.Here, in the above Expression (3), Tf represents the temperature of the steel billet obtained after the final compression at a compression ratio of 30% or more, and P1 represents the compression ratio at a final compression of 30% or more.

[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».[0105] Incidentally, “final reduction with a reduction ratio of 30% or more” means rolling performed last among the rolling passes, the compression ratio of which reaches 30% or more, among the rolling passes in numerous passes during finish rolling. For example, when among the rolling in numerous passes performed during finishing rolling, the compression ratio during rolling performed at the final stage is 30% or more, the rolling performed at the final stage is “final compression at a compression ratio of 30% or more” . In addition, when among the rolling in numerous passages performed during finishing rolling, the reduction ratio during rolling performed before the final stage is 30% or more and is achieved after rolling carried out before the final stage (rolling with a reduction ratio of 30% or more), rolling, the compression ratio in which becomes equal to 30% or more, is not carried out, and rolling performed before the final stage (rolling with a compression ratio of 30% or more) is “final compression with a compression ratio of 30% or more”.

[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.[0106] In fine rolling, the holding time t seconds has a huge effect on the diameter of the austenitic grain before the initial cooling is started after the final compression is performed at a compression ratio of 30% or more. That is, it significantly affects the fraction of equiaxed grains and the fraction of the area of large grains in the steel sheet.

[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.[0107] When the exposure time t exceeds t1 × 2.5, the recrystallization is almost complete, but the growth of crystalline grains is significant, and coarsening of grains develops, and thereby the “r” values and elongation decrease.

[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.[0108] The holding time t seconds further satisfies Expression (2a) below, thereby providing the ability to preferably suppress the growth of crystalline grains. Therefore, even if recrystallization does not occur sufficiently, it is quite possible to increase the elongation of the steel sheet and at the same time improve the fatigue performance.

t<t1..... (2а)t <t1 ..... (2a)

[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.[0109] However, the exposure time t seconds further satisfies the Expression (2b) below, and thereby recrystallization develops sufficiently, and the crystallographic orientations become random. Therefore, it is possible to sufficiently increase the relative elongation of the steel sheet and at the same time significantly improve the isotropy.

t1≤t≤t1×2,5..... (2b)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.[0110] Here, as shown in FIG. 6, on a continuous hot rolling production line 1, a steel billet (slab) heated to a predetermined temperature in a heating furnace is sequentially rolled in group 2 of the stand of the rough rolling mill and in group 3 of the stands of the finishing mill to form a hot-rolled steel sheet 4 having previously a predetermined thickness, and the hot-rolled steel sheet 4 is transferred to the exhaust roller 5. In the manufacturing method according to the present invention, in the process of rough rolling (first hot rolling), filled at the mill 2 rough rolling, carry out the rolling of a steel billet (slab) with a degree of reduction of 20% or more once or more in the temperature range not lower than 1000 ° C and not higher than 1200 ° C.

[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.[0111] A roughing strip that is rolled this way to a predetermined thickness in the rough rolling mill 2 is then subjected to finish rolling (second hot rolling) is performed using the multiple rolling stands 6 of the finishing mill 3 to form a hot rolled steel sheet 4. Then, in the mill 3 finishing rolling perform rolling with a reduction ratio of 30% or more in one pass at least once in the temperature range not lower than temperature T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C. In addition, in the finishing mill 3, the sum of the reduction ratios reaches 50% or more.

[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.[0112] Furthermore, in the finish rolling process, after the final reduction is completed to a reduction ratio of 30% or more, initial cooling is started so that the holding time t seconds satisfies the above Expression (2) or one of the above Expressions (2a) or ( 2b). The beginning of this primary cooling is carried out using interstand cooling nozzles 10 located between the respective two rolling stands 6 of the finish rolling mill 3, or cooling nozzles 11 located on the exhaust roller 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.[0113] For example, when the final reduction with a reduction ratio of 30% or more is performed only on the rolling stand 6 located on the inlet side of the finishing mill 3 (on the left side in FIG. 6, on the upstream side during rolling), and rolling, the compression ratio of which reaches 30% or more, is not performed on the rolling stand 6 located on the output side of the finishing mill 3 (on the right side in FIG. 6, on the downstream side during rolling), then if the primary cooling before cold rolling, start with cooling Opel 11 placed on the outlet roller conveyor 5, sometimes creates a situation that does not satisfy the hold time t seconds above expression (2) or the above Expressions (2a) and (2b). In this case, the primary cooling before cold rolling is started using interstand cooling nozzles 10 located between the respective two rolling stands 6 of the finishing mill 3.

[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.[0114] Furthermore, for example, when the final reduction with a reduction ratio of 30% or more is performed on the rolling stand 6 located on the output side of the finishing mill 3 (on the right side in FIG. 6, on the downstream side during rolling) , even if primary cooling is started using cooling nozzles 11 located on the outlet roller 5, a situation is sometimes created that the exposure time t seconds can satisfy the above Expression (2) or the above Expressions (2a) and (2b). In this case, the primary cooling can also be started using cooling nozzles 11 located on the outlet roller 5. Of course, as long as the characteristic of the final compression with a compression ratio of 30% or more is achieved, the primary cooling can also be started using interstand cooling nozzles 10 located between the respective two rolling stands 6 of the finishing mill 3.

[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.[0115] Then, with this primary cooling, cooling is performed that occurs at an average cooling rate of 50 ° C / second or more, and the temperature change (temperature drop) becomes no less than 40 ° C and no more than 140 ° C. .

[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.[0116] When the temperature change is less than 40 ° C, the growth of recrystallized austenitic grains occurs, and the low temperature toughness deteriorates. The temperature change is adjusted to 40 ° C or more, thereby making it possible to suppress coarsening of austenitic grains. When the temperature change is less than 40 ° C, the effect cannot be achieved. On the other hand, when the temperature change exceeds 140 ° C, recrystallization becomes insufficient, which makes it difficult to obtain the target random texture. In addition, a slight formation of a ferritic phase that effectively promotes relative elongation also does not occur, and the hardness of the ferritic phase becomes high, and thus the elongation and local deformability also deteriorate. In addition, when the temperature change is more than 140 ° C, this is highly likely to cause an excess / deviation from the Ar3 transformation point. In this case, even when transformed from recrystallized austenite, as a result of narrowing of the selection options, a texture is formed, and thereby isotropy is reduced.

[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.[0117] When the average cooling rate during primary cooling is less than 50 ° C / second, it is expected that the growth of recrystallized austenitic grains occurs, and the low temperature toughness deteriorates. The upper limit of the average cooling rate is not specifically defined, but in terms of the shape of the steel sheet, a level of 200 ° C / second or less is considered correct.

[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.[0118] In addition, in order to suppress grain growth and to obtain a better low-temperature toughness, it is desirable to use a cooling device between the aisles or the like to bring the heat-generated between the respective stands during finishing rolling to a temperature of 18 ° C or lower.

[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.[0119] The rolling size ratio (compression ratio) can be obtained by measuring the actual characteristics or by calculating the rolling load, measuring the thickness of the sheet, and / or the like. The temperature of the steel billet during rolling can be actually measured by a thermometer placed between the rolling stands, or can be obtained by model calculation taking into account the heat release during processing by the speed of the production line, the degree of compression or / and the like, or can be obtained by both methods.

[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%.[0120] In addition, as previously explained, to stimulate uniform recrystallization, it is desirable that the degree of processing in the temperature range below T1 + 30 ° C be as small as possible, and the degree of reduction in the temperature range below T1 + 30 ° C is desirable was 30% or less. For example, in the case that in the finishing mill 3 on the continuous hot rolling production line 1 shown in FIG. 6, in passages through one or two or more rolling stands 6 located on the side of the inlet stand (on the left side in FIG. 6, on the upstream side during rolling), the steel sheet is in a temperature range of at least T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C, and in the passages through one or two or more rolling stands 6 located on the subsequent side of the output stand (on the right side in FIG. 6, on the side downstream during rolling), a steel sheet is in the temperature range below T1 + 30 ° C, when the steel sheet passes through one or e or more rolling stands 6 located on the subsequent side of the output stand (on the right side in FIG. 4, on the downstream side during rolling), even if the reduction is not performed or is performed, the degree of reduction at a temperature below T1 + 30 ° C desirably 30% or less overall. In terms of accuracy of sheet thickness and sheet shape, a reduction ratio at a temperature below T1 + 30 ° C is desirable at a reduction ratio of 10% or less in general. When isotropy is additionally obtained, the reduction ratio in the temperature range below T1 + 30 ° C is preferably 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.[0121] In the manufacturing method of the present invention, the rolling speed is not particularly limited. However, when the rolling speed on the side of the output stand during finishing rolling is less than 400 m / min, γ-grains grow with their enlargement, the regions in which ferrite can form a precipitated phase to ensure plasticity are reduced, and thus ductility can deteriorate. Even if the upper limit of the rolling speed is not specifically limited, the effect of the present invention can be obtained, but in practice the rolling speed is 1800 m / min or less due to technical limitations of the equipment. Therefore, during the finish rolling process, the rolling speed is desirably not less than 400 m / min and not more than 1800 m / min.

[0122] (Вторичное охлаждение)[0122] (Secondary cooling)

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.In the manufacturing method according to the present invention, it also becomes important to control the cooling after the above primary cooling in order to form the desired steel structure. In order to suppress the ferrite transformation and bring the metallographic structure to a content of 95% or more bainite in units of area fraction, it is important to cool in the temperature range not lower than Ae ₃ - 50 ° C and not higher than 700 ° C, which is a temperature range close to "Nose" of ferritic transformation.

[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.[0123] When the cooling rate in this temperature range is low, a situation sometimes arises that the area fraction of proeutectoid ferrite exceeds 5%, so it is necessary to adjust the average cooling rate by 15 ° C / second or more. In order to reliably reduce the pro-eutectoid ferrite area fraction to 5% or less, the average cooling rate is preferably 20 ° C / second or more, and more preferably 30 ° C / second or more.

[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%.[0124] Point Ae ₃ [° C] can be calculated using Expression (4) below from the levels of C, Mn, Si, Cu, Ni, Cr and Mo [in% by weight]. The calculation is performed on elements whose content is not brought to 0%.

Ае₃=911-239С-36Mn+40Si-28Cu-20Ni-12Cr-63Mo.... (4)Ae ₃ = 911-239С-36Mn + 40Si-28Cu-20Ni-12Cr-63Mo .... (4)

[0125] (Намотка в рулон)[0125] (Winding into a roll)

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.In the present invention, the temperature of the winding into a roll is also important and should be adjusted to a value from above 350 ° C to 650 ° C. When the winding temperature exceeds 650 ° C, the area fraction of the ferrite structure increases, thereby making it impossible to bring the area ratio of bainite to 95% or more. In order to reliably bring the proportion of bainite to 95% or more, the winding temperature is preferably controlled to 600 ° C. or lower.

[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.[0126] When the temperature of the winding into a roll is 350 ° C or lower, the martensite content increases and the ability to expand the hole deteriorates, so that the lower limit of the winding temperature is adjusted to a value above 350 ° C. In order to reliably suppress the formation of martensite, the winding temperature is preferably 400 ° C. or higher.

[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.[0127] In hot rolling, it is also possible that the steel strips are joined after rough rolling in order to continuously finish rolling. In this situation, the draft strips can also be wound once in the form of a roll, if necessary left in storage in a shell that performs a heat-insulating function, and again unwound for connection. If necessary, training can also be performed on the hot rolled steel sheet. Training has the effect of preventing the occurrence of slip lines during processing and molding, and exhibits the effect of correcting the shape.

[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.[0128] The steel sheet according to the present invention can be used not only for bending processing, but also for combined molding, mainly consisting in such bending processing as bending, bending and drawing. Even when the surface treatment of the steel sheet according to the present invention is carried out, the effect of improving local deformability does not disappear, so that the effect of the present invention can be obtained even when electrolytic deposition, immersion in a hot bath, plating by deposition, forming an organic coating film, film lamination, processing are performed organic salts / inorganic salts, chromium-free treatment or the like.

ПримерExample

[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.[0129] Next, examples of the present invention will be explained. Incidentally, the conditions of the examples are exemplary conditions used to confirm the applicability and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these examples of conditions. A variety of conditions can be applied in the present invention to the extent that the objective of the present invention is achieved without going beyond the meaning of the invention. The chemical compositions of the respective steels used in the examples are shown in Table 1. The respective manufacturing conditions are shown in Tables 2 and 3. In addition, the structural compositions and mechanical characteristics of the respective types of steels under the manufacturing conditions according to Table 2 are shown in Table 4. Structural and mechanical the characteristics of the respective types of steels under the manufacturing conditions according to Table 3 are shown in Table 5. Meanwhile, each underlined value in the Tables indicates that the numerical value of n hoditsya outside the range of the present invention, or outside the range of preferred values according to the present invention.

[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».[0130] The results of studies using the A-T steels according to the invention having the chemical compositions shown in Table 1 and similarly using the a-h comparative steels will be explained. In this case, in Table 1, each numerical value of the chemical compositions means "% by weight".

[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.[0131] These steels were cast and then used as such, or were reheated, once chilled to room temperature, and heated to a temperature range of 1000 to 1300 ° C, and then subjected to hot rolling under the conditions shown in Table 2 and Table 3, and hot-rolled steel sheets were obtained, each of which had a thickness of 2 to 5 mm, and then were cooled on the discharge roller table, wound into a roll, subjected to decapitation, and material was evaluated. In addition, in Table 2 and Table 3, the English letters from A to T, and the English letters from “a” to “i”, which are added to the designations of the types of steels, indicate the corresponding components of Steels A - T and a - i in Table 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.[0132] In hot rolling, especially in rough rolling, which is the first hot rolling, rolling was performed once or more with a reduction ratio of 40% or more, in a temperature range of not lower than 1000 ° C and not higher than 1200 ° C. However, for Steels of types E2, H3 and J2 in Table 2 and Steels of types E2 ', H3' and J2 'in Table 3 during rough rolling, rolling with a reduction ratio of 40% or more in one pass was not performed. The number of compression cycles, and each degree of compression (%) during black rolling, and the diameter of the austenitic grain (μm) after rough rolling (before finishing rolling) are shown in Table 2 and Table 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.[0133] Upon completion of the rough rolling, finish rolling was performed as the second hot rolling. In fine rolling, rolling was performed with a reduction ratio of 30% or more in one pass at least once, in a temperature range not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C, and in a temperature range below T1 + 30 ° C the overall reduction ratio was adjusted to 30% or less. Incidentally, during fair rolling, rolling was performed at a reduction ratio of 30% or more in one pass, with a final pass in the temperature range not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C.

[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%.[0134] However, with respect to Steels of types G2, H4 and M3 in Table 2 and Steels of types G2 ', H4' and M3 'in Table 3, rolling at a reduction ratio of 30% or more was not performed in a temperature range of at least T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C. In addition, with respect to Steels of types C2, F3 and H6 in Table 2 and Steels of types C2 ', F3' and H6 'in Table 3, the total reduction ratio in the temperature range below T1 + 30 ° C was over 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%.[0135] In addition, in fair rolling, the overall reduction ratio was controlled to 50% or more. However, with respect to the Steels of types G2, H4 and M3 in Table 2 and the Steels of types G2 ', H4' and M3 'in Table 3, the total reduction ratio was less than 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.[0136] Table 2 and Table 3 show, for finish rolling, the reduction ratio (%) in the final pass in the temperature range of not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C and the compression ratio of at least one pass stands before the final passage (the degree of compression in the passage before the exit) (%). In addition, Table 2 and Table 3 show, for finish rolling, the total reduction ratio (%) in the temperature range is not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C, and the temperature Tf after compression in the final pass in the temperature range not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C. Meanwhile, the degree of reduction (%) in the final pass in the temperature range of not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C during finishing rolling is especially important to be shown in Table 2 and Table 3 as P1.

[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.[0137] After performing the final reduction with a reduction ratio of 30% or more in finish rolling, primary cooling was started before the exposure time t seconds in excess of 2.5 × t1. During primary cooling, the average cooling rate was adjusted to 50 ° C / second or more. In addition, the temperature change (the value of the cooling temperature) during primary cooling was controlled to decrease within the range of not less than 40 ° C and not more than 140 ° C.

[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.[0138] Under the cooling conditions shown in Table 2, after the final reduction with a reduction ratio of 30% or more performed in finish rolling, the primary cooling was started before the exposure time t seconds in excess of t1 (t <t1). On the other hand, under the manufacturing conditions shown in Table 3, after the final reduction with a reduction ratio of 30% or more performed in finish rolling, primary cooling was started before the exposure time t seconds, exceeding the range from t1 or longer to 2.5 × t1 (t1≤t≤t × 12.5)). Incidentally, the designation ['] (dash) was added to each code number of steel types according to the manufacturing conditions shown in Table 3 in order to distinguish between holding time ranges t seconds.

[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.[0139] However, for the H8 ', K2' and N2 'Steels shown in Table 3, primary cooling was started after a soak time of t seconds exceeding 2.5 × t1, after the final reduction with a reduction ratio of 30% or more when finishing rolling. With respect to Type M2 Steel in Table 2 and Type M2 'Steel in Table 3, the temperature change (value of cooling temperature) during initial cooling was less than 40 ° C, and for Type H10 Steel in Table 2 and Type H10' Steel in Table 3, the change temperature (value of cooling temperature) during primary cooling was more than 140 ° С. For Steel Type H11 in Table 2 and Steel Type H11 'in Table 3, the average cooling rate during initial cooling was less than 50 ° C / second.

[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).[0140] Table 2 and Table 3 show the values of t1 (seconds) and t1 × 2.5 (seconds) for the respective types of steels. In addition, Table 2 and Table 3 show the exposure time t (seconds) from the end of the final compression at a compression ratio of 30% or more before the start of primary cooling, t / t1, the average cooling rate (° C / second) in primary cooling and the temperature change (value of cooling temperature) (° 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.[0141] After the primary cooling, secondary cooling was started. In this secondary cooling, cooling was performed to a temperature range not lower than the point Ae ₃ - 50 ° C and not higher than 700 ° C, with an average cooling rate of 15 ° C / second or more. However, with respect to Type A2, G3, H2, I2 and L2 Steels in Table 2 and Type A2 ', G3', H2 ', I2' and L2 'Steels in Table 3, the average cooling rate during secondary cooling was less than 15 ° C / second . Table 2 and Table 3 show, for secondary cooling, the average cooling rate to the temperature range is not lower than the point Ae ₃ - 50 ° C and not higher than 700 ° C of the respective types of steels.

[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.[0142] After this, winding was carried out on a roll at temperatures from above 350 ° C to 650 ° C and hot-rolled starting sheets were obtained, each of which had a thickness of 2 to 5 mm. However, with respect to Type B2, D2 and H9 Steels in Table 2 and Type B2 ', D2' and H9 'Steels in Table 3, the winding temperature was above 650 ° C. For Type N2 'Steel in Table 3, the winding temperature was 350 ° C or lower. Table 2 and Table 3 show the winding temperature (° C) of the respective types of steels.

[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.[0143] Table 4 and Table 5 show the area fraction (structural fraction) (%) of bainite, perlite, proeutectoid ferrite, martensite, and residual austenite in the metallographic structure of the respective steel types. Meanwhile, Table 4 shows the structural compositions and mechanical characteristics of the types of steels obtained according to the manufacturing conditions in Table 2. In addition, Table 5 shows the structural compositions and mechanical characteristics of the types of steels obtained according to the manufacturing conditions in Table 3. Meanwhile, with respect to structural the fractions in Table 4 and Table 5, “B” means bainite, “P” means perlite, “F” means proeutectoid ferrite, “M” means martensite, and “rA” means residual austenite. Table 4 and Table 5 show, for the respective types of steels, the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110>, the pole density of the crystallographic orientation {332} <113>, the volumetric average diameter of the crystal grains (size grain block) (μm) and the number of crystalline grains having a dL / dt ratio of 3.0 or less (fraction of equiaxed grains) (%). In addition, Table 4 and Table 5 show, for the respective types of steels, tensile strength TS (MPa), elongation EI in percent (%), hole expansion degree λ (%) as an indicator of local deformability and ultimate bending radius at V -shaped bending by 60 ° (the ratio "sheet thickness / minimum bending radius"). In the bending test, C-direction bending (C-bending) was performed. Incidentally, the tensile test and bending test were based on Japanese industrial standards JIS Z 2241 and Z 2248 (90 ° bending of the V-block). The hole expansion test was based on the Japan Iron and Steel Federation JFS T1001 standard. The pole density of each of the crystallographic orientations was measured using the EBSP method described previously with a step of 0.5 μm in the region from 3/8 to 5/8 of the sheet thickness in the cross section parallel to the rolling direction.

[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.[0144] As a preferred indicator of local deformability, the values were adjusted to satisfy the conditions TS≥440 MPa, E1≥15%, λ≥90%, and the ratio “sheet thickness / minimum bending radius> 2.3”. It has been found that only when they satisfy the requirements of the present invention can both excellent hole expandability and bendability be obtained, as shown in FIG. 7 and FIG. 8.

[0145][0145]

[0146][0146]

[0147][0147]

[0148][0148]

[Таблица 4][Table 4] Тип сталиSteel type Структурная фракцияStructural fraction Среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>The average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> Полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113>Pole density crystallographic orientation {332} <113> Размер зеренного блока, мкмThe size of the grain block, microns Доля равноосных зерен, %The proportion of equiaxed grains,% Предел прочности на растяжение (МПа)Tensile Strength (MPa) El./%El./% λ/%λ /% Отношение «толщина листа/
минимальный радиус изгиба»
(С-изгиб)The ratio "sheet thickness /
minimum bending radius "
(C-bend) A1A1 B+1%P+4%FB + 1% P + 4% F 3,13,1 4,34.3 7,37.3 5757 10471047 15fifteen 9090 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention A2A2 F+48%B+2%PF + 48% B + 2% P 2,82,8 2,82,8 6,36.3 6262 686686 2323 7878 1,61,6 Сравнительная стальComparative steel B1B1 B+1%FB + 1% F 2,72.7 2,72.7 6,86.8 6666 690690 2222 155155 3,63.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention B2B2 F+4%PF + 4% P 2,42,4 3,13,1 6,06.0 6565 340340 3737 8484 2,22.2 Сравнительная стальComparative steel С1C1 ВAT 3,13,1 3,23.2 7,67.6 6161 733733 1919 120120 3,23.2 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention С2C2 ВAT 4,04.0 6565 6,76.7 3838 735735 20twenty 5858 1,21,2 Сравнительная стальComparative steel D1D1 B+2%F+3%rAB + 2% F + 3% rA 3,23.2 4,14.1 6,36.3 6161 10301030 1616 9191 2,92.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention D2D2 F+10%PF + 10% P 3,03.0 3,33.3 4,64.6 6161 424424 3131 7777 1,61,6 Сравнительная стальComparative steel Е1E1 B+2%FB + 2% F 3,23.2 3,53,5 7,77.7 6060 741741 1919 134134 3,83.8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Е2E2 B+3%FB + 3% F 4,34.3 5,95.9 10,210,2 4141 730730 1717 7272 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel F1F1 ВAT 2,92.9 3,03.0 7,37.3 6363 984984 15fifteen 9595 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention F2F2 B+4%F+1%PB + 4% F + 1% P 3,93.9 4,34.3 9,19.1 5757 947947 15fifteen 9090 2,62.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention F3F3 B+3%FB + 3% F 4,34.3 6,96.9 5,25.2 3333 965965 14fourteen 3939 0,80.8 Сравнительная стальComparative steel G1G1 ВAT 2,82,8 2,82,8 7,97.9 6464 868868 14fourteen 133133 4,84.8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention G2G2 B+4%FB + 4% F 4,54,5 5,55.5 7,67.6 4545 842842 1616 4848 1,01,0 Сравнительная стальComparative steel G3G3 B+40%F+8%PB + 40% F + 8% P 2,32,3 2,62.6 10,310.3 6363 700700 1919 6565 1,71.7 Сравнительная стальComparative steel Н1H1 B+4%FB + 4% F 2,62.6 2,62.6 8,08.0 6666 775775 18eighteen 140140 4,54,5 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Н2H2 B+40%F+2%PB + 40% F + 2% P 2,62.6 2,72.7 7,77.7 6464 598598 2626 7575 1,51,5 Сравнительная стальComparative steel Н3H3 B+3%FB + 3% F 4,34.3 5,25.2 9,89.8 3939 776776 1616 2727 0,70.7 Сравнительная стальComparative steel Н4H4 B+4%FB + 4% F 4,14.1 5,25.2 9,29.2 4848 772772 1717 4646 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel Н5H5 B+4%FB + 4% F 3,73,7 4,24.2 6,96.9 5555 777777 18eighteen 122122 3,23.2 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Н6H6 B+2%FB + 2% F 4,24.2 6,76.7 5,05,0 3636 791791 1919 5454 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel Н7H7 B+3%FB + 3% F 3,63.6 3,63.6 8,98.9 6363 778778 1717 100one hundred 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Н9H9 F+5%PF + 5% P 2,32,3 2,92.9 8,58.5 6666 358358 3333 7373 2,22.2 Сравнительная стальComparative steel Н10H10 B+3%FB + 3% F 4,34.3 5,25.2 8,78.7 5151 796796 1717 7575 0,70.7 Сравнительная стальComparative steel Н11H11 B+3%FB + 3% F 3,63.6 3,63.6 11,011.0 6767 781781 1717 6969 2,02.0 Сравнительная стальComparative steel I1I1 B+1%MB + 1% M 2,82,8 2,82,8 6,86.8 6767 702702 2121 160160 3,63.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention I2I2 F+45%BF + 45% B 2,52.5 2,72.7 6,16.1 6464 416416 4242 112112 2,32,3 Сравнительная стальComparative steel J1J1 ВAT 2,82,8 3,03.0 8,68.6 6363 877877 1616 105105 3,53,5 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention J2J2 B+2%F+2%PB + 2% F + 2% P 4,84.8 5,15.1 9,19.1 4545 867867 14fourteen 5656 1,41.4 Сравнительная стальComparative steel К1K1 B+3%FB + 3% F 3,93.9 4,34.3 9,69.6 5858 904904 15fifteen 9393 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention L1L1 B+3%FB + 3% F 3,13,1 3,23.2 8,68.6 6464 568568 2626 140140 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention L2L2 B+25%FB + 25% F 2,82,8 3,13,1 10,010.0 6464 478478 3232 103103 1,91.9 Сравнительная стальComparative steel М1M1 ВAT 2,82,8 2,82,8 6,66.6 6666 974974 15fifteen 110110 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention М2M2 ВAT 2,82,8 2,92.9 13,013.0 5959 961961 1212 5959 2,92.9 Сравнительная стальComparative steel МЗMH ВAT 4,74.7 5,95.9 7,37.3 4545 972972 1212 3333 1,01,0 Сравнительная стальComparative steel N1N1 B+3%FB + 3% F 3,03.0 3,13,1 7,57.5 6363 802802 1717 110110 2,62.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention О1O1 B+1%MB + 1% M 2,92.9 2,92.9 8,18.1 6565 602602 2525 161161 4,04.0 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Р1P1 B+2%FB + 2% F 2,92.9 2,92.9 6,66.6 6666 621621 2525 158158 2,62.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Q1Q1 B+3%FB + 3% F 2,92.9 3,13,1 8,68.6 6262 914914 1616 9090 2,92.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention R1R1 ВAT 3,23.2 4,44.4 5,45,4 5858 705705 2222 166166 3,33.3 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention S1S1 ВAT 2,92.9 2,92.9 7,67.6 6464 760760 18eighteen 117117 2,62.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Т1T1 вat 3,23.2 3,23.2 6,66.6 6262 622622 2525 153153 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention а1a1 B+30%FB + 30% F 2,92.9 3,13,1 7,77.7 6363 539539 30thirty 100one hundred 1,71.7 Сравнительная стальComparative steel b1b1 В+4%РB + 4% P 2,92.9 3,03.0 7,87.8 6464 829829 15fifteen 4747 0,80.8 Сравнительная стальComparative steel c1c1 ВAT 2,92.9 2,92.9 7,87.8 6363 930930 1313 4242 1,01,0 Сравнительная стальComparative steel d1d1 ВAT 4,54,5 5,65,6 8,18.1 4545 976976 11eleven 3434 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel е1e1 вat 5,55.5 6,36.3 7,87.8 4040 942942 1212 3434 0,90.9 Сравнительная стальComparative steel f1f1 B+2%FB + 2% F 2,92.9 3,03.0 7,87.8 6464 560560 2828 5555 1,31.3 Сравнительная стальComparative steel g1g1 ВAT 4,54,5 5,65,6 8,38.3 5555 10521052 99 2525 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel h1h1 ВAT 3,03.0 3,03.0 7,77.7 6464 675675 2121 6060 1,41.4 Сравнительная стальComparative steel

[0149][0149]

[Таблица 5][Table 5] Тип сталиSteel type Структурная фракцияStructural fraction Среднее значение полюсных плотностей группы ориентаций от {100}<011> до {223}<110>The average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110> Полюсная плотность кристаллографической ориентации {332}<113>Pole density crystallographic orientation {332} <113> Размер зеренного блока, мкмThe size of the grain block, microns Доля равноосных зерен, %The proportion of equiaxed grains,% Предел прочности на растяжение (МПа)Tensile Strength (MPa) El/%El /% λ/%λ /% Отношение «толщина листа/
минимальный радиус изгиба»
(С-изгиб)The ratio "sheet thickness /
minimum bending radius "
(C-bend) А1'A1 ' B+1%P+4%FB + 1% P + 4% F 2,72.7 3,83.8 7,77.7 5757 997997 15fifteen 9090 2,92.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention А2'A2 ' F+48%B+2%PF + 48% B + 2% P 2,42,4 2,32,3 6,76.7 6262 672672 2424 8080 1,71.7 Сравнительная стальComparative steel В1'IN 1' B+1%FB + 1% F 2,32,3 2,22.2 7,27.2 6666 676676 2222 159159 3,73,7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention В2'IN 2' F+4%PF + 4% P 2,02.0 2,62.6 6,46.4 6565 361361 3535 7979 2,32,3 Сравнительная стальComparative steel С1'C1 ' ВAT 2,72.7 2,72.7 8,08.0 6161 715715 1919 123123 3,33.3 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention С2'C2 ' ВAT 4,14.1 6,56.5 7,17.1 3838 716716 20twenty 5959 1,31.3 Сравнительная стальComparative steel D1'D1 ' B+2%F+3%rAB + 2% F + 3% rA 2,82,8 3,63.6 6,76.7 6161 982982 15fifteen 9191 3,03.0 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention D2'D2 ' F+10%PF + 10% P 2,62.6 2,82,8 5,05,0 6161 436436 30thirty 7575 1,71.7 Сравнительная стальComparative steel Е1'E1 ' B+2%FB + 2% F 2,82,8 3,03.0 8,18.1 6060 722722 1919 137137 3,93.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Е2'E2 ' B+3%FB + 3% F 4,44.4 5,95.9 10,610.6 4141 712712 18eighteen 7474 1,21,2 Сравнительная стальComparative steel F1'F1 ' ВAT 2,52.5 2,52.5 7,77.7 6363 941941 1616 9494 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention F2'F2 ' B+4%F+1%PB + 4% F + 1% P 3,53,5 3,83.8 9,59.5 5757 907907 1616 9292 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention F3'F3 ' B+3%FB + 3% F 4,44.4 6,96.9 5,65,6 3333 923923 14fourteen 4040 0,90.9 Сравнительная стальComparative steel G1'G1 ' ВAT 2,42,4 2,32,3 8,38.3 6464 837837 15fifteen 138138 4,94.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention G2'G2 ' B+4%FB + 4% F 4,64.6 5,55.5 8,08.0 4545 813813 1616 50fifty 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel G3'G3 ' B+40%F+8%PB + 40% F + 8% P 1,91.9 2,12.1 10,710.7 6363 685685 20twenty 6666 1,81.8 Сравнительная стальComparative steel Н1'H1 ' B+4%FB + 4% F 2,22.2 2,12.1 8,48.4 6666 752752 18eighteen 145145 4,64.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Н2'H2 ' B+40%F+2%PB + 40% F + 2% P 2,22.2 2,22.2 8,18.1 6464 593593 2727 7676 1,61,6 Сравнительная стальComparative steel Н3'H3 ' B+3%FB + 3% F 4,94.9 5,25.2 10,210,2 3939 754754 1616 2828 0,80.8 Сравнительная стальComparative steel Н4'H4 ' B+4%FB + 4% F 4,74.7 5,25.2 9,69.6 4848 750750 1717 4747 1,21,2 Сравнительная стальComparative steel Н5'H5 ' B+4%FB + 4% F 3,33.3 3,73,7 7,37.3 5555 754754 1919 126126 3,33.3 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Н6'H6 ' B+2%FB + 2% F 4,74.7 6,76.7 5,45,4 3636 767767 1919 5656 1,21,2 Сравнительная стальComparative steel Н7'H7 ' B+3%FB + 3% F 3,23.2 3,13,1 9,39.3 6363 755755 1717 103103 2,92.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Н8'H8 ' B+3%FB + 3% F 1,41.4 1,31.3 24,024.0 6868 745745 11eleven S2S2 2,02.0 Сравнительная стальComparative steel Н9'H9 ' F+5%PF + 5% P 1,91.9 2,42,4 8,98.9 6666 377377 3131 6969 2,32,3 Сравнительная стальComparative steel Н10'H10 ' B+3%FB + 3% F 4,44.4 5,25.2 9,19.1 5151 771771 18eighteen 7777 0,80.8 Сравнительная стальComparative steel Н11'H11 ' B+3%FB + 3% F 3,23.2 3,13,1 11,411,4 6767 758758 18eighteen 7171 2,12.1 Сравнительная стальComparative steel I1'I1 ' B+1%MB + 1% M 2,42,4 2,32,3 7,27.2 6767 687687 2121 163163 3,73,7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention I2'I2 ' F+45%BF + 45% B 2,12.1 2,22.2 6,56.5 6464 430430 4040 108108 2,42,4 Сравнительная стальComparative steel J1'J1 ' ВAT 2,42,4 2,52.5 9,09.0 6363 845845 1616 109109 3,63.6 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention J2'J2 ' B+2%F+2%PB + 2% F + 2% P 4,94.9 5,15.1 9,59.5 4545 835835 14fourteen 5858 1,51,5 Сравнительная стальComparative steel К1'K1 ' B+3%FB + 3% F 3,53,5 3,83.8 10,010.0 5858 868868 15fifteen 9090 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention К2'K2 ' B+2%FB + 2% F 2,72.7 3,03.0 13,613.6 6464 873873 11eleven 7070 2,72.7 Сравнительная стальComparative steel L1'L1 ' B+3%FB + 3% F 2,72.7 2,72.7 9,09.0 6464 566566 2727 141141 2,82,8 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention L2'L2 ' B+25%FB + 25% F 2,42,4 2,62.6 10,410,4 6464 485485 3232 101101 2,02.0 Сравнительная стальComparative steel М1'M1 ' ВAT 2,42,4 2,32,3 7,07.0 6666 931931 1313 115115 2,92.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention М2'M2 ' ВAT 2,42,4 2,42,4 13,413,4 5959 920920 1212 6262 2,22.2 Сравнительная стальComparative steel М3'M3 ' ВAT 4,84.8 5,95.9 7,77.7 4545 930930 1313 3535 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel N1'N1 ' B+3%FB + 3% F 2,62.6 2,62.6 7,97.9 6363 776776 18eighteen 113113 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention N2'N2 ' B+13%M+3%FB + 13% M + 3% F 1,91.9 2,02.0 12,612.6 6565 965965 1212 4040 1,81.8 Сравнительная стальComparative steel O1'O1 ' B+1%MB + 1% M 2,52.5 2,42,4 8,58.5 6565 597597 2525 163163 4,14.1 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Р1'P1 ' B+2%FB + 2% F 2,52.5 2,42,4 7,07.0 6666 614614 2525 159159 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Q1'Q1 ' B+3%FB + 3% F 2,52.5 2,62.6 9,09.0 6262 878878 15fifteen 9292 3,03.0 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention R1'R1 ' ВAT 2,82,8 3,93.9 5,85.8 5858 689689 2222 169169 3,43.4 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention S1'S1 ' ВAT 2,52.5 2,42,4 8,08.0 6464 739739 1919 121121 2,72.7 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention Т1'T1 ' ВAT 2,82,8 2,72.7 7,07.0 6262 615615 2525 155155 2,92.9 Сталь согласно настоящему изобретениюSteel according to the present invention а1'A1 ' B+30%FB + 30% F 2,52.5 2,62.6 8,18.1 6363 540540 30thirty 9999 1,81.8 Сравнительная стальComparative steel b1'b1 ' B+4%PB + 4% P 2,52.5 2,52.5 8,28.2 6464 802802 1616 4848 0,90.9 Сравнительная стальComparative steel с1'c1 ' ВAT 2,52.5 2,42,4 8,28.2 6363 892892 1313 4343 1,11,1 Сравнительная стальComparative steel d1'd1 ' ВAT 4,64.6 5,65,6 8,58.5 4545 934934 1212 3636 1,21,2 Сравнительная стальComparative steel е1'e1 ' ВAT 5,65,6 6,36.3 8,28.2 4040 903903 1313 3636 1,01,0 Сравнительная стальComparative steel f1'f1 ' B+2%FB + 2% F 2,52.5 2,52.5 8,28.2 6464 559559 2828 5555 1,41.4 Сравнительная стальComparative steel g1'g1 ' ВAT 4,64.6 5,65,6 8,78.7 5555 10011001 1010 2626 1,21,2 Сравнительная стальComparative steel h1'h1 ' ВAT 2,62.6 2,52.5 8,18.1 6464 662662 2222 6161 1,51,5 Сравнительная стальComparative steel

[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.FIG. 7 shows the relationship between strength and the ability to expand the holes corresponding to the invention of steels and comparative steels, and FIG. 8 shows the relationship between strength and bending of steels and comparative steels according to the invention.

[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.[0151] As shown in FIG. 7 and FIG. 8, it was found that only steels satisfying the ranges prescribed in the present invention can have both excellent hole expansion ability and bendability.

[Промышленная применимость][Industrial Applicability]

[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.[0152] As described previously, according to the present invention, it is possible to create a high-strength hot-rolled steel sheet that has excellent local deformability necessary for bending, flanging of the inner edges, deburring and the like and suitable for manufacturing automotive parts and the like, controlling texture and steel sheet steel structure. Thus, the present invention is an invention having high industrial applicability.

[Разъяснение условных обозначений][Explanation of conventions]

[0153] 1 Технологическая линия непрерывной горячей прокатки[0153] 1 Continuous hot rolling production line

2 Клети стана черновой прокатки2 stands of the rough rolling mill

3 Клети стана чистовой прокатки3 stands of a finishing mill

4 Горячекатаный стальной лист4 Hot rolled steel sheet

5 Выпускной рольганг5 Graduation roller table

6 Прокатная клеть6 rolling stand

10 Межклетевое охлаждающее сопло10 Inter-stand cooling nozzle

11 Охлаждающее сопло 1111 Cooling nozzle 11

Claims

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.1. High-strength hot-rolled steel sheet with increased local deformability, characterized in that it contains, in wt.%:
C not less than 0.07 and not more than 0.20
Si not less than 0.001 and not more than 2.5
Mn not less than 0.01 and not more than 4.0
P not less than 0.001 and not more than 0.15
S not less than 0.0005 and not more than 0.03
Al not less than 0.001 and not more than 2.0
N not less than 0.0005 and not more than 0.01
About not less than 0.0005 and not more than 0.01
the rest is iron and inevitable impurities,
has bainite in the metallographic structure, the area fraction of which is 95% or more, moreover
in the central region of the sheet thickness, ranging from 5/8 to 3/8 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet, the average value of the pole densities of the orientation group from {100} <011> to {223} <110>, represented by the corresponding crystallographic orientations { 100} <011>, {116} <110>, {114} <110>, {113} <110>, {112} <110>, {335} <110> and {223} <110>, is 4 , 0 or less, and the pole density of the crystallographic orientation {332} <113> is 5.0 or less, while the volumetric average diameter of the crystal grains in the metallographic structure is 10 μm or less.

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.2. The steel sheet according to claim 1, in which the content of crystalline bainite grains having a ratio of length dL in the rolling direction to length dt in the direction of sheet thickness dL / dt equal to 3.0 or less is 50% or more.

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 1,0.3. The steel sheet according to claim 1, which further comprises one or more elements of, in wt.%:
Ti not less than 0.001 and not more than 0.20
Nb not less than 0.001 and not more than 0.20
V not less than 0.001 and not more than 1.0
W not less than 0.001 and not more than 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 0,50.4. The steel sheet according to claim 1, which further comprises one or more elements of, in wt.%:
At least 0.0001 and no more than 0.0050
Mo not less than 0.001 and not more than 1.0
Cr not less than 0.001 and not more than 2.0
Cu not less than 0.001 and not more than 2.0
Ni is not less than 0.001 and not more than 2.0
With not less than 0.0001 and not more than 1.0
Sn not less than 0.0001 and not more than 0.2
Zr not less than 0.0001 and not more than 0.2
As not less than 0.0001 and not more than 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 0,010.5. The steel sheet according to claim 1, which further comprises one or more elements of, in wt.%:
Mg not less than 0.0001 and not more than 0.010
REM not less than 0.0001 and not more than 0.1
Ca is not less than 0.0001 and not more than 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.6. A method of manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet with increased local deformability, containing, in wt.%:
C not less than 0.07 and not more than 0.20
Si not less than 0.001 and not more than 2.5
Mn not less than 0.01 and not more than 4.0
P not less than 0.001 and not more than 0.15
S not less than 0.0005 and not more than 0.03
Al not less than 0.001 and not more than 2.0
N not less than 0.0005 and not more than 0.01
About not less than 0.0005 and not more than 0.01
the rest is iron and inevitable impurities,
including the first hot rolling, in which rolling is carried out with a reduction ratio of 40% or more once or more in the temperature range of not lower than 1000 ° C and not higher than 1200 ° C to obtain austenitic grain with a diameter of 200 μm or less,
the second hot rolling, in which rolling is carried out with a reduction ratio of 30% or more in one pass at least once in the temperature range not lower than T1 + 30 ° C and not higher than T1 + 200 ° C, where T1 is determined from the expression:
T1 (° C) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti + 40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo + 100 × V (1),
the total compression ratio during the second hot rolling is 50% or more, and the final compression is performed at a compression ratio of 30% or more during the second hot rolling, and then
primary cooling with exposure after the second hot rolling t seconds, determined from the expression: t≤2.5 × t1 (2), and t1 is determined from the expression:
t1 = 0.001 × ((Tf-T1) × P1 / 100) ² -0.109 × ((Tf-T1) × P1 / 100) + 3.1, sec (3), where
Tf is the temperature after the final compression of the steel billet with a compression ratio of 30% or more, ˚C,
P1 - the degree of compression at the final compression at the level of 30% or more,
moreover, primary cooling is carried out with an average cooling rate of 50 ° C / second or more and primary cooling is performed with a temperature change in the range of not less than 40 ° C and not more than 140 ° C,
after completion of the primary cooling, secondary cooling is carried out, while cooling is carried out to a temperature in the range not lower than the temperature of the point Ae ₃ - 50 ° C and not higher than 700 ° C, with an average cooling rate of 15 ° C / second or more and
perform coil winding at temperatures from above 350 ° C to 650 ° C.

7. Способ по п.6, в котором
сумма степеней обжатия в температурном диапазоне ниже Т1 + 30°С составляет 30% или менее.7. The method according to claim 6, in which
the sum of the compression ratios in the temperature range below T1 + 30 ° C is 30% or less.

8. Способ по п.6, в котором
время выдержки после второй горячей прокатки t секунд составляет t<t1.8. The method according to claim 6, in which
the holding time after the second hot rolling t seconds is t <t1.

9. Способ по п.6, в котором
время выдержки после второй горячей прокатки t секунд составляет t1≤t≤t1×2,5.9. The method according to claim 6, in which
the exposure time after the second hot rolling t seconds is t1≤t≤t1 × 2.5.

10. Способ по п.6, в котором первичное охлаждение начинают между прокатными клетями. 10. The method according to claim 6, in which primary cooling is started between the rolling stands.