ES2640315T3

ES2640315T3 - Chapa de acero laminada en caliente y método de fabricación para la misma

Info

Publication number: ES2640315T3
Application number: ES13736012.9T
Authority: ES
Inventors: Eisaku Sakurada; Kunio Hayashi; Koichi Sato; Shunji Hiwatashi
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-01-13
Filing date: 2013-01-08
Publication date: 2017-11-02
Anticipated expiration: 2033-01-08
Also published as: MX360968B; BR112014017109A2; BR112014017109B1; JPWO2013105555A1; WO2013105555A1; EP2803745A1; KR101618489B1; EP2803745B1; CN104066861A; PL2803745T3; US20150023834A1; EP2803745A4; JP5532186B2; CN104066861B; KR20140116914A; TW201335384A; TWI509083B; MX2014008389A; US10106873B2; BR112014017109A8

Abstract

Una chapa de acero laminada en caliente que consiste, en términos de % en masa, en 0,030 % a 0,120 % de C, 0,01 % a 1,20 % de Si, 1,00 % a 3.00 % de Mn, 0,01 % a 0,70 % de Al, 0,05 % a 0,20 % de Ti, 0,01 % a 0,10 % de Nb, 0,020 % o menos de P, 0,010 % o menos de S, 0,005 % o menos de N, y un resto que consiste en Fe e impurezas, y opcionalmente, en términos de % en masa, uno o más de 0,0005 % a 0,0015 % de B, 0,09 % o menos de Cr, 0,01 % a 0,10 % de V, o 0,01 % a 0,2 % de Mo, en donde se cumple 0,106 >= (% C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) >= 0,012, o en donde se cumple 0,106 >= (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) >= 0,012 en un caso donde la chapa de acero laminada en caliente contiene V; una densidad de polos de {112}(110) en una posición de 1/4 del grosor de la placa es de 5,7 o menos; una relación del aspecto, que es una relación entre el eje largo y el eje corto, de los granos de la austenita previa es de 5,3 o menos; una densidad de precipitados de (Ti, Nb)C con un tamaño de 20 nm o menos es de 109 piezas/mm3 o más; una relación de elasticidad YR (por sus siglas en inglés), que es la relación entre una resistencia a la tracción y un límite elástico, es de 0,80 o más; y una resistencia a la tracción de 590 MPa o más.

Description

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DESCRIPCION

Chapa de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion para la misma Campo de la tecnica

Esta invencion se refiere a una chapa de acero laminada en caliente reforzada por precipitacion con excelente conformabilidad y excelentes propiedades de fatiga de un borde cizallado, y un metodo de fabricacion de la chapa de acero.

Antecedentes de la tecnica

En los ultimos anos, se ha realizado un intento de reducir el peso de los automoviles o de varias piezas de maquinas. La reduccion en el peso se puede realizar mediante la optimizacion del diseno de la forma de las piezas que garantice la rigidez. En el caso de piezas huecas tales como las piezas conformadas por prensa, la reduccion en el peso se puede realizar directamente reduciendo el espesor de la placa. Sin embargo, con el fin de mantener la resistencia a la rotura estatica y el lfmite elastico a la vez que se reduce el espesor de la placa, es necesario usar un material de alta resistencia para las piezas. Para este proposito, se ha realizado un intento de aplicar una chapa de acero con una resistencia a la traccion de 590 MPa o mas a un material de acero de bajo coste con excelentes propiedades de resistencia. Mientras tanto, con el fin de reforzar extremadamente el material, es necesario satisfacer ambas de alta resistencia y conformabilidad tales como el lfmite de fractura durante el conformado de la forma o la conformabilidad por fresado. Ademas, cuando las piezas se aplican a las piezas de un chasis, se ha desarrollado una chapa de acero basada en el refuerzo por precipitacion mediante la adicion de elementos de micro- aleacion con el fin de asegurar la tenacidad de una pieza soldada por arco y suprimir el ablandamiento HAZ (por sus siglas en ingles). Ademas de esto, se han desarrollado varias chapas de acero (por ejemplo, veanse los Documentos de Patente 1 a 5).

Los elementos de micro-aleacion descritos anteriormente favorecen la precipitacion de precipitados coherentes de aproximadamente varios nanometros hasta varias decenas de nanometros de tamano a una temperatura por debajo de la temperatura Ac1. En el proceso de fabricacion de la chapa de acero laminada en caliente, la resistencia de la chapa de acero se puede mejorar significativamente por tales precipitados coherentes, pero existe el problema de que se generan fisuras finas en un borde cizallado y se deteriora la conformabilidad, como se describe en el Documento de No Patente 1, por ejemplo.

Ademas, el deterioro en un borde cizallado deteriora significativamente las propiedades de fatiga del borde cizallado. En el Documento de No Patente 1, se resolvio este problema usando el refuerzo de la microestructura mientras se usaban constituyentes de aleacion a los que se anadfan elementos de micro-aleacion. Sin embargo, cuando se usa el refuerzo de la microestructura, es diffcil conseguir un elevado lfmite elastico requerido para las piezas, y la supresion del deterioro del borde cizallado de la chapa de acero laminada en caliente reforzada por precipitacion sigue siendo un problema.

Documento de Patente 1: Solicitud de Documento de Patente Japonesa abierta a examen (JP-A) Numero 2002161340

Documento de Patente 2: JP-A Numero 2004-27249 Documento de Patente 3: JP-A Numero 2005-314796 Documento de Patente 4: JP-A Numero 2006-161112 Documento de Patente 5: JP-A Numero 2012-1775

Documento de No Patente 1: Kunishige et al., TETSU - TO - HAGANE, vol. 71, Numero 9, paginas 1.140-1.146 (1.985).

El Documento de Patente Europea de Numero EP 1 806 421 (A1) describe una chapa de acero con un alto modulo de Young, que comprende, en terminos de % en masa, C: 0,0005 a 0,30 %, Si: 2,5 % o menos, Mn: 2,7 a 5,0 %, P: 0,15 % o menos, S: 0,015 % o menos, Mo: 0,15 a 1,5 %, B: 0,0006 a 0,01 %, y Al: 0,15 % o menos, siendo el resto Fe e impurezas inevitables, en donde una o ambas de la densidad de polos {110}<223> y la densidad de polos {110}<111> en la capa de 1/8 de espesor de la chapa es 10 o mas, y un modulo de Young en una direccion del laminado es mas de 230 GPa.

El Documento de Patente Europea de Numero EP 1 431 407 (A1) describe una chapa de acero excelente en trabajabilidad, caracterizada por: contener, en masa, 0,08 a 0,25 % de C, 0,001 a 1,5 % de Si, 0,01 a 2,0 % de Mn, 0,001 a 0,06 % de P, 0,05 % o menos S, 0,001 a 0,007 % de N y 0,008 a 0,2 % de Al, estando constituido el resto por Fe e impurezas inevitables; y con un valor-r medio de 1,2 o mas, un valor-r en la direccion del laminado (rL) de 1,3 o mas; un valor-r en la direccion de 45 grados con respecto a la direccion del laminado (rD) de 0,9 o mas, y un valor-r en la direccion de un angulo recto con respecto a la direccion del laminado (rC) de 1,2 o mas.

El Documento de Patente Europea de Numero EP 1 288 322 (A1) describe una composicion de acero de ultra alta

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resistencia destinada a ser usada en un proceso que comprende al menos una etapa de laminado en caliente, estando caracterizada dicha composicion por contenidos espedficos de elementos especificados, un proceso de produccion de un producto de acero de ultra alta resistencia y el producto final de dicho proceso.

Sumario de la invencion

Problema tecnico

La invencion puede resolver el problema anteriormente descrito relacionado con el deterioro de la conformabilidad y de las propiedades de fatiga de un borde cizallado en una chapa de acero laminada en caliente reforzada por precipitacion. La invencion proporciona una chapa de acero laminada en caliente con excelentes conformabilidad y propiedades de fatiga de un borde cizallado con una resistencia a la traccion de 590 MPa o mas, y un metodo de fabricacion de la chapa de acero.

Solucion al problema

Los inventores lograron la supresion del deterioro de un borde cizallado en la chapa de acero anteriormente descrita que contiene elementos precipitados ajustando los contenidos individuales de los elementos de micro-aleacion y del carbono a sus respectivos intervalos apropiados y controlando una orientacion de los cristales. El resumen de la invencion es el siguiente:

(1) Una chapa de acero laminada en caliente que consiste, en terminos de % en masa, en 0,030 % a 0,120 % de C, 0,01 % a 1,20 % de Si, 1,00 % a 3,00 % de Mn, 0,01 % a 0,70 % de Al, 0,05 % a 0,20 % de Ti, 0,01 % a 0,10 % de Nb, 0,020 % o menos de P, 0,010 % o menos de S, 0,005 % o menos de N, y un resto que consiste en Fe e impurezas, y opcionalmente, en terminos de % en masa, uno o mas de 0,0005 % a 0,0015 % de B, 0,09 % o menos de Cr, 0,01 % a 0,10 % de V, o 0,01 % a 0,2 % de Mo,

en donde se cumple 0,106 > (C% -Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012, o

en donde se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde la chapa de acero laminada en caliente contiene V; una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa es de 5,7 o menos; una relacion del aspecto (eje largo/eje corto) de los granos de la austenita previa es de 5,3 o menos; una densidad de precipitados de (Ti, Nb)C con un tamano de 20 nm o menos es de 109 piezas/mm3 o mas; una relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles), que es la relacion entre una resistencia a la traccion y un Kmite elastico, es de 0,80 o mas; y una resistencia a la traccion es de 590 MPa o mas.

(2) La chapa de acero laminada en caliente segun (1), que consiste adicionalmente, en terminos de % en masa, en uno o mas de 0,0005 % a 0,0015 % de B, 0,09 % o menos de Cr, 0,01 % a 0,10 % de V, o 0,01 % a 0,2 % de Mo,

en la que se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde la chapa de acero laminada en caliente contiene V.

(3) Un metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente, que incluye el procedimiento:

calentar un acero a 1.250°C o mas, en donde el acero es como se define como en la reivindicacion 3,

laminar en caliente el acero calentado a una temperatura del laminado final de 960°C o superior en un laminado de acabado con un total de reducciones del laminado en dos posiciones desde una ultima posicion del 30 % o mas cuando un contenido de Ti esta en un intervalo de 0,05 % < Ti < 0,10 %, o a una temperatura de laminado final de 980°C o superior en un laminado de acabado con un total de reducciones de laminado en dos posiciones desde una ultima posicion del 40 % o mas cuando un contenido de Ti esta en un intervalo de 0,10 % Ti < 0,20 %; y

bobinar el acero laminado en caliente de 450°C a 650°C.

(4) El metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun (3), en el que el acero consiste ademas, en terminos de % en masa, en uno o mas de 0,0005 % a 0,0015 % de B, 0,09 % o menos de Cr, 0,01 % a 0,10 % de V, o 0,01 % a 0,2 % de Mo,

en el que se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde el acero contiene V.

Efectos ventajosos de la invencion

Segun la invencion, se puede proporcionar una chapa de acero laminada en caliente con excelentes conformabilidad y propiedades de fatiga de un borde cizallado en la que se suprime la generacion de grietas finas en un borde cizallado de una chapa de acero laminada en caliente reforzada por precipitacion con una resistencia a la traccion de

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590 MPa o mas.

Breve descripcion de los dibujos

La Figura 1 muestra un resultado del examen de una relacion entre un contenido de C en exceso y una velocidad del desarrollo de la separacion.

La Figura 2 muestra un examen del efecto de una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa y una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa sobre el desarrollo de la separacion.

La Figura 3 muestra un resultado de la observacion de la separacion en un borde cizallado de la chapa de acero de la muestra A con una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa de mas del 5,3.

La Figura 4 muestra un resultado de la observacion de la separacion en un borde cizallado de la chapa de acero de la muestra B con una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa del 5,3 o menos, y una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de1/4 del grosor de la placa de 5,7 o mas.

La Figura 5 muestra un resultado de la observacion de la separacion en un borde cizallado de la chapa de acero de la muestra C en la que se satisfacen todas las caractensticas microestructurales de un metal segun la invencion-, un resto de C, Ti y Nb, una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa, una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa, y un tamano y una densidad de los precipitados de (Ti, Nb)C.

La Figura 6 es un grafico que muestra los resultados de las pruebas de fatiga por punzonado para las chapas de acero de las muestras A, B y C.

La Figura 7 es una comparacion de las superficies de fractura por fatiga entre la chapa de acero de la muestra A y la chapa de acero de la muestra C.

La Figura 8 muestra un resultado del examen de los efectos de una temperatura del laminado final y de una reduccion total del laminado en las dos ultimas posiciones sobre una densidad de polos de {112}(110) cuando el contenido de Ti es del 0,05 % al 0,10 %.

La Figura 9 muestra un resultado del examen de los efectos de una temperatura del laminado final y de una reduccion total de laminado en las dos ultimas posiciones sobre una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa cuando el contenido de Ti es del 0,05 % al 0,10 %.

La Figura 10 muestra un resultado del examen de los efectos de una temperatura del laminado final y de una reduccion total del laminado en las dos ultimas posiciones sobre una densidad de polos de {112}(110) cuando el contenido de Ti es mas del 0,10 % y del 0,20 % o menos.

La Figura 11 muestra un resultado del examen de los efectos de una temperatura del laminado final y de una reduccion total de laminado en las dos ultimas posiciones sobre una relacion del aspecto de los granos de austenita previa cuando el contenido de Ti es mas del 0,10 % y del 0,20 % o menos.

La Figura 12 muestra un resultado del examen de una relacion entre una densidad de precipitados con un tamano de 20 nm o menos y una temperatura de bobinado.

La Figura 13 muestra un resultado del examen de una relacion entre una densidad de precipitados con un tamano de 20 nm o menos y una relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles).

La Figura 14 muestra un resultado del examen de un efecto de la invencion basado en una relacion entre una resistencia a la fatiga op a 105 ciclos y una resistencia a la traccion TS (por sus siglas en ingles) en un acero segun la invencion que satisface todas las caractensticas de los ingredientes y de la microestructura metalica, y en el que se suprime la separacion, y un acero comparativo que no satisface todas las caractensticas de los ingredientes y de la microestructura metalica, y en el que se desarrolla la separacion.

Descripcion de las realizaciones

A continuacion, se describen los detalles de la invencion.

Convencionalmente, ha habido un problema en el que se generan grietas finas en un borde cizallado y se deterioran la conformabilidad y las propiedades de fatiga cuando se usa el refuerzo por precipitacion mediante elementos de micro-aleacion. Con el fin de resolver este problema, es necesario reforzar la chapa de acero usando el refuerzo microestructural usando martensita o bainita inferior. Los inventores exploraron los valores apropiados con respecto a los contenidos individuales de los elementos de micro-aleacion y del carbono en una chapa de acero reforzada por precipitacion, y encontraron que el deterioro del borde cizallado del acero reforzado por precipitacion, que ha sido convencionalmente diffcil de suprimir, se puede suprimir controlando la morfologfa microestructural del metal y su orientacion cristalina, desarrollando con exito con ello una chapa de acero laminada en caliente.

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A continuacion se explican las razones para limitar los ingredientes de la chapa de acero laminada en caliente, que es una caractenstica de la invencion.

Cuando el contenido de C es menos del 0,030 %, no se puede obtener la resistencia deseada. Ademas, la deficiencia del contenido de C con respecto a los lfmites inferiores de los contenidos de Ti y Nb para obtener la resistencia deseada provoca una escasez del C precipitado en un lfmite de grano. Como resultado, se reduce la resistencia del lfmite de grano del cristal y se incrementa significativamente la rugosidad del borde cizallado, con lo que se desarrolla la separacion en el borde cizallado.

Cuando el contenido de C supera el 0,120 %, se incrementa la densidad de la cementita. Como resultado, se deterioran las propiedades de alargamiento y de la conformabilidad por fresado, y se desarrolla la separacion en el borde cizallado debido a la formacion de una microestructura de perlita. Por lo tanto, el contenido de C se fija del 0,030 % al 0,120 %.

El Si es un elemento eficaz para suprimir el engrosamiento de la cementita y para proporcionar el refuerzo de la solucion solida. Sin embargo, cuando el contenido de Si supera el 1,20 %, se desarrolla la separacion en el borde cizallado. Por lo tanto, el contenido de Si se fija al 1,20 % o menos. Dado que el Si proporciona el refuerzo de la solucion solida y es eficaz como agente desoxidante, es preferible contener un 0,01 % o mas de Si.

El contenido de Mn se fija del 1,00 % al 3,00 %. Dado que el Mn es un elemento para proporcionar el refuerzo de la solucion solida, es esencial contener un 1,00 % o mas de Mn con el fin de conseguir una resistencia de 590 MPa o mas. Cuando el contenido de Mn supera el 3,00 %, se forma sulfuro de Ti en una porcion de la segregacion de Mn, por lo que las propiedades de alargamiento se deterioran significativamente. Por lo tanto, el contenido de Mn se fija en el 3,00 % o menos.

El Al se anade como un elemento desoxidante y es un elemento eficaz para reducir el oxido en un acero y para mejorar las propiedades de alargamiento acelerando la transformacion de la ferrita. Por lo tanto, el contenido de Al se fija en el 0,01 % o mas. Cuando el contenido de Al supera el 0,70 %, no se puede alcanzar una resistencia a la traccion de 590 MPa o mas y, ademas, no se puede alcanzar una relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles) del 0,80 o mas. Por lo tanto, el contenido de Al se fija del 0,01 % al 0,70 %.

El Ti proporciona el refuerzo por precipitacion mediante la formacion de un carburo. Es necesario contener mas del 0,05 % de Ti con el fin de conseguir una resistencia del acero de 590 MPa o mas. En particular, cuando se precipita a una temperatura por debajo de la temperatura Ac1, se puede proporcionar un refuerzo por precipitacion fina debido a la precipitacion coherente. Sin embargo, cuando el contenido de C es bajo, se disminuye el contenido de C soluto , por lo que se disminuye la resistencia del lfmite de grano del cristal y se aumenta significativamente la rugosidad del borde cizallado, y se desarrolla la separacion en el borde cizallado.

En la invencion, se encontro que se suprime el deterioro del borde cizallado,y se suprime la separacion cuando el contenido de Ti y el contenido de C satisfacen la siguiente Formula (1), y se satisfacen las caractensticas de la morfologfa microestructural del metal descritas a continuacion. En la presente invencion, en la Formula (1) siguiente, "*" indica "* (multiplicacion)".

imagen1

En la Figura 1 se muestra la relacion entre la velocidad del desarrollo de la separacion y el C en exceso. La velocidad del desarrollo de la separacion era del 100 % cuando el contenido de C en exceso era inferior al 0,012 o superior al 0,106, lo que revelo un intervalo apropiado para el C en exceso. Las muestras con contenidos de C en exceso dentro del intervalo apropiado exhiben velocidades del desarrollo de la separacion del 50 % o menos, incluso cuando el contenido de otro elemento esta fuera del intervalo especificado para el mismo. Por lo tanto, se confirmo que se obtiene un efecto de la supresion de la separacion al satisfacer el contenido para el C en exceso especificado por la Formula (1). Mientras tanto, la velocidad del desarrollo de la separacion superaba el 0 % incluso en algunas muestras que teman contenidos de ingredientes dentro de sus respectivos intervalos especificados por la invencion. Se encontro que el desarrollo de la separacion en tales muestras resultaba de la microestructura del metal. Los detalles se describen a continuacion.

En la presente invencion, el C en exceso significa el contenido de C en exceso calculado segun "(C% -Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93)".

La velocidad del desarrollo de la separacion es un valor determinado al cortar una pieza en bruto de un tamano de 100 mm x 100 mm x espesor de placa de una chapa de acero laminada en caliente, realizando una prueba de punzonado diez veces usando un punzon cilmdrico con un diametro de 10 mm con una separacion del 10 %, y observando la superficie punzonada. En un caso en el que la separacion se desarrolla en el borde cizallado, la superficie de fractura del borde cizallado presenta una textura en forma de estante con un escalon y la altura maxima medida con un medidor de rugosidad en la direccion del corte es de 50 pm o mas. Por lo tanto, el desarrollo de la separacion se define por una textura de tipo escalonada del borde cizallado y por una altura maxima de 50 pm o mas. En la presente invencion, la velocidad del desarrollo de la separacion es una frecuencia del desarrollo de la separacion en las diez pruebas de punzonado.

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Cuando el contenido de Ti supera el 0,20 %, es diffcil formar una solucion completamente solida de Ti, incluso mediante un tratamiento de la solucion. Ademas, cuando el contenido de Ti supera el 0,20 %, el Ti no solidificado forma carbonitruro grueso junto con C y N en una losa. El carbonitruro grueso permanece en la placa producida, con lo que se deteriora significativamente la tenacidad y se desarrolla la separacion en el borde cizallado. Por lo tanto, el contenido de Ti se fija del 0,05 % al 0,20 %. Con el fin de asegurar la tenacidad de una plancha laminada en caliente, el contenido de Ti se fija preferiblemente al 0,15 % o menos.

El Nb puede formar un carburo de Nb solo y tambien puede formar una solucion solida de (Ti, Nb)C en TiC, reduciendo asf el tamano del carburo y ejerciendo una capacidad de refuerzo por precipitacion extremadamente alta. Cuando el contenido de Nb es inferior al 0,01 %, no se puede obtener ningun efecto de refuerzo por precipitacion. Por otra parte, cuando el contenido de Nb supera el 0,10 %, se satura el efecto del refuerzo por precipitacion. Por lo tanto, el contenido de Nb se fija del 0,01 % al 0,10 %.

El P es un elemento para el refuerzo de la solucion solida. Cuando el contenido de P en el acero supera el 0,020 %, el P se segrega en el ffmite de grano del cristal. Como resultado, se disminuye la resistencia del ffmite de grano, y se desarrolla la separacion en el acero, y ademas de esto, se disminuye la tenacidad y se disminuye la resistencia a la fragilidad por trabajos secundarios. Por lo tanto, el contenido de P se fija al 0,020 % o menos. El ffmite inferior del contenido de P no esta particularmente limitado, y se fija preferiblemente al 0,001 % en terminos de coste de la desfosforizacion y de la productividad.

El S deteriora la capacidad de expansion mediante la formacion de un compuesto con el Mn. Por lo tanto, el contenido de S es preferiblemente lo mas bajo posible. Cuando el contenido de S supera el 0,010 %, se desarrolla la separacion en el borde cizallado debido a la segregacion de tipo banda del MnS. Por lo tanto, el contenido de S se fija al 0,010 % o menos. El ffmite inferior del contenido de S no esta particularmente limitado, y se fija preferiblemente al 0,001 % en terminos de coste y de la productividad.

El N forma TiN antes del laminado en caliente. El TiN tiene una estructura cristalina de tipo NaCl, y tiene una interfaz no coherente con hierro base. Por lo tanto, las grietas que se originan a partir del TiN se generan durante el cizallado, y se acelera la separacion en el borde cizallado. Cuando el contenido de N supera el 0,005 %, es diffcil suprimir la separacion en el borde cizallado. Por lo tanto, el contenido de N se fija al 0,005 % o menos. El ffmite inferior del contenido de N no esta particularmente limitado, y es preferiblemente 5 ppm % desde el punto de vista del coste de la desnitrificacion y de la productividad.

A continuacion se explican los elementos opcionales.

El B puede formar una solucion solida en el ffmite de grano y suprime la segregacion del P en el ffmite de grano, mejorando asf la resistencia del ffmite de grano y reduciendo la rugosidad del borde cizallado. Es preferible un contenido de B del 0,0005 % o mas, ya que se puede conseguir una resistencia de 1.080 MPa o mas, y se puede suprimir la separacion en el borde cizallado. Incluso cuando el contenido de B supera el 0,0015 %, no se observa efecto de mejora asociado con la inclusion. Por lo tanto, es preferible que el contenido de B se fije del 0,0005 % al 0,0015 %.

El Cr puede formar una solucion solida en MC similar al V, y puede proporcionar refuerzo a traves de la formacion de un carburo de Cr solo. Cuando el contenido de Cr supera el 0,09 %, se satura el efecto. Por lo tanto, el contenido de Cr se fija al 0,09 % o menos. Es preferible que el contenido de Cr se fije al 0,01 % o mas, en terminos de asegurar la resistencia del producto.

El V se sustituye por el TiC y precipita en forma de (Ti, V)C, realizando asf una chapa de acero de alta resistencia. Cuando el contenido de V es inferior al 0,01 %, no se produce ningun efecto. Por otra parte, cuando el contenido de V supera el 0,10 %, se acelera el fisuracion superficial de una chapa de acero laminada en caliente. Por lo tanto, el contenido de V se fija del 0,01 % al 0,10 %. Cuando no se cumple la formula de 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012, se reduce el contenido de C soluto, por lo que se reduce la resistencia del ffmite de grano del cristal y se incrementa significativamente la rugosidad del borde cizallado, y por lo tanto, se desarrolla la separacion en el borde cizallado.

El Mo es tambien un elemento para la precipitacion. Cuando el contenido de Mo es inferior al 0,01 %, no se produce ningun efecto. Por otra parte, cuando el contenido de Mo supera el 0,2 %, se deterioran las propiedades de alargamiento. Por lo tanto, el contenido de Mo se fija del 0,01 % al 0,2 %.

A continuacion se describen las caractensticas de la invencion, es decir, la microestructura y la textura.

Cuando la chapa de acero segun la invencion satisface los intervalos de los ingredientes anteriormente descritos y la densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa es de 5,7 o menos, se puede suprimir la separacion en el borde cizallado.

{112}(110) es una orientacion de los cristales desarrollada en un proceso de laminado y se determina a partir de un patron de retrodispersion de electrones obtenido usando un haz de electrones acelerado por un voltaje de 25 kV o mas (patron de retrodispersion de electrones por un metodo EBSP (por sus siglas en ingles)), y usando una muestra

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en la que las deformaciones superficiales de la superficie a medir se han eliminado por un pulido electroqmmico de la seccion en la direccion del laminado de la chapa de acero usando acido perclorico al 5 %. En la presente invencion, la medicion se realiza en un intervalo de 1.000 pm o mas en la direccion del laminado y de 500 pm en la direccion del espesor de la placa, y un intervalo de medicion es preferiblemente de 3 pm a 5 pm. Otros metodos de identificacion tales como un metodo basado en el patron de difraccion por TME (por sus siglas en ingles) o por difraccion de rayos X son inadecuados como metodos de medicion, ya que es imposible especificar la posicion de la medicion por tales metodos.

Con respecto a la morfologfa de los granos de la austenita previa, se encontro que la separacion en el borde cizallado se puede suprimir cuando la relacion del aspecto (eje largo/eje corto) de los mismos es de 5,3 o menos. Por lo tanto, la relacion del aspecto se fija al 5,3 o menos.

En la Figura 2 se muestra la relacion del desarrollo de la separacion con la relacion del aspecto y con la densidad de polos de {112}(110). En esta figura, un drculo indica que la velocidad del desarrollo de la separacion es del 0 % en la evaluacion de la separacion, y una marca en forma de cruz indica que la velocidad del desarrollo de la separacion supera el 0 %. Incluso cuando los contenidos de los ingredientes estaban dentro de sus respectivos intervalos apropiados, una relacion del aspecto que superaba el 5,3 daba lugar al desarrollo de la separacion en cualquier densidad de polos. Por otra parte, ninguna de las muestras con contenidos de los ingredientes dentro de sus respectivos intervalos apropiados, una relacion del aspecto del 5,3 o menos y una densidad de polos de 5,7 o menos, exhidan un desarrollo de la separacion. En la presente invencion, en un metodo para revelar los granos de austenita previa, es preferible usar sulfonato de dodecilbenceno, acido pfcrico o acido oxalico.

En la Figura 3 se muestra el resultado de la observacion de la separacion en el borde cizallado de la chapa de acero de muestra A con una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa de mas del 5,3, usando el metodo descrito anteriormente para revelar los granos de la austenita previa. La separacion en el borde cizallado se mostraba como una superficie de grieta similar a un estante, desarrollada en una direccion que se intersecaba con la direccion del cizallado. Como resultado de la observacion detallada, se encontro que la grieta se extendfa a lo largo del lfmite de grano de la austenita previa. Por otra parte, como se muestra en la Figura 4, en la chapa de acero de muestra B con una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa del 5,3 o menos y una densidad de polos de {112}(110) del 5,7 o mas, disminrna el area de separacion segun la relacion del aspecto, pero no se suprimio completamente la separacion. Sin embargo, como se muestra en la Figura 5, en la chapa de acero de la muestra C que satisface todas las caractensticas de la microestructura del metal segun la invencion, es decir, el resto de C, Ti y Nb, la densidad de polos de {112} (110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa, la relacion del aspecto de los granos de la austenita previa, y el tamano y la densidad de los precipitados de (Ti, Nb)C, se encontro la supresion de la separacion, y no se observo evolucion alguna de las grietas en un lfmite de grano cristalino espedfico.

En la Figura 6 se muestran los resultados de las pruebas de fatiga por punzonado de los aceros de prueba A, B y C. Las pruebas de fatiga por punzonado se realizaron con un medidor de fatiga de tipo Shank, y la evaluacion se llevo a cabo usando una pieza de prueba que hada sido sometida a un proceso de corte por punzonado de 10 mm de diametro con una separacion lateral del 10 % en la parte central de la pieza de prueba lisa segun la norma JISZ2275. Cada uno de los aceros de prueba A, B y C tiene una resistencia a la traccion de aproximadamente 980 MPa. En contraste con el acero C en el que se suprimio la separacion, la resistencia a la fatiga a 105 ciclos en los aceros de prueba A y B se redujo en aproximadamente 50 MPa. En la Figura 7 se muestra la comparacion de las superficies de fractura por fatiga entre el acero de prueba A y el acero de prueba C. En el acero de prueba C, se encontro que las grietas por fatiga se generaban a partir de la porcion separada y que la disminucion de la resistencia a la fatiga a una vida finita estaba causada por el desarrollo de la separacion. En el proceso de cizallado, las grietas iniciadas desde el punzon y desde los bordes de la matriz se extienden en la direccion del grosor de la chapa a lo largo de los golpes del punzon y se combinan para formar un borde cizallado. Se ha pensado que, en una chapa de acero reforzada por precipitados coherentes a base de Ti, el desarrollo de la separacion no se puede suprimir debido a una disminucion de la tenacidad. En la invencion, se observo la separacion en detalle, se aclaro el mecanismo del desarrollo de la separacion y se encontro que se puede suprimir la separacion en el borde cizallado y se puede mejorar la resistencia a la fatiga del borde cizallado ajustando apropiadamente la composicion de los ingredientes y controlando la microestructura del metal para que tenga una orientacion cristalina y una morfologfa cristalina de grano apropiadas.

La densidad de precipitados de (Ti, Nb)C con un tamano de 20 nm o menos en la microestructura del metal se requiere que sea de 109 piezas/mm3 o mas. Esto se debe a que no se puede lograr una relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles), de la resistencia a la traccion y del lfmite elastico de 0,80 o mas cuando la densidad de los precipitados de (Ti, Nb)C con un tamano de 20 nm o menos es menor de 109 piezas/mm3. Por otra parte, la densidad de los precipitados es preferiblemente 1012 piezas/mm3 o menos. Es preferible que los precipitados se midan mediante la observacion de 5 o mas campos mediante un microscopio electronico de transmision a un aumento elevado de 10.000 veces o mas, usando una muestra de replica preparada con un metodo descrito en el Documento de Patente JP-A 2004-317203. En la presente invencion, el tamano del precipitado se refiere al diametro circular equivalente del precipitado. Se selecciona un precipitado con un tamano de 1 nm a 20 nm para la medicion de la densidad de precipitacion.

5

10

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20

25

30

35

40

45

50

55

60

A continuacion se describen las caractensticas del metodo de fabricacion de la chapa de acero segun la invencion. En el metodo de fabricacion de la chapa de acero laminada en caliente segun la invencion, la temperatura de calentamiento de la losa es preferiblemente 1.250°C o superior, con el fin de solidificar suficientemente los elementos precipitados contenidos. Por otro lado, cuando la temperatura de calentamiento supera los 1.300°C, se observa un engrosamiento del lfmite de grano de la austenita. Por lo tanto, la temperatura de calentamiento es preferiblemente de 1.300°C o menos. En la invencion, se encontro que existe un intervalo apropiado de condicion del laminado de acabado que vana con el contenido de Ti. Cuando el contenido de Ti esta en un intervalo de 0,05 % < Ti < 0,10 %, la temperatura del laminado final en el laminado de acabado se debe fijar a 960°C o superior, y el total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion se requiere que se fije al 30 % o mas. Cuando el contenido de Ti esta en un intervalo de 0,10 % < Ti < 0,20 %, se requiere que la temperatura del laminado final en el laminado de acabado se fije en 980°C o mas, y el total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion se requiere que se fije al 40 % o mas. Cuando cualquiera de estas condiciones estaba fuera de los intervalos anteriores, no se promovfa la recristalizacion de la austenita durante el laminado, y no se cumplfan los requisitos de una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa del 5,7 o menos y una relacion del aspecto (eje largo/eje corto) de los granos de la austenita previa del 5,3 o menos. La temperatura del laminado final en el laminado de acabado (a veces denominada "temperatura del laminado de acabado") es una temperatura medida con un termometro colocado a 15 m desde el lado de la salida de la ultima posicion de una maquina de laminado de acabado. El total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion (las dos posiciones desde la ultima posicion a veces se denomina "las dos ultimas posiciones", y el total de las reducciones del laminado se denomina a veces "reduccion total del laminado") significa el valor total (suma simple) obtenido sumando el valor de una reduccion de laminado en la ultima posicion solo y el valor de una reduccion de laminado en la segunda de la ultima posicion sola. En las Figuras 8 y 9 se muestran respectivamente la relacion entre las condiciones del laminado final y la densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa y la relacion entre las condiciones del laminado final y la relacion del aspecto de los granos de la austenita previa en un intervalo de contenido de Ti de 0,05 % < Ti < 0,10 %. Se encontro que, en un intervalo de contenido de Ti de 0,05 % < Ti < 0,10 %, la relacion del aspecto de los granos de la austenita previa superaba el 5,3 cuando la temperatura del laminado de acabado o la reduccion total del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion estaban fuera de las condiciones segun la invencion. En las Figuras 10 y 11 se muestran los resultados de examenes similares en un intervalo de contenido de Ti de 0,10 % < Ti <0,20 %. En un intervalo de 0,10 % < Ti < 0,20 %, la densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de placa superaba el 5,7 en algunas muestras incluso cuando la temperatura del laminado de acabado era de 960°C o superior; el ajuste de la temperatura del laminado de acabado a 980°C o superior daba como resultado una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa del 5,7 o menos. Ademas, cuando la temperatura del laminado de acabado era de 980°C o superior y el total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion era del 40 % o mas, se cumplieron ambas condiciones de la densidad de polos y de la relacion del aspecto. Esto se debe al efecto del Ti para inhibir la recristalizacion de la austenita, y se indica que existe una condicion optima del laminado de acabado para producir el efecto, que vana con el contenido de Ti. Estos examenes revelaron las condiciones optimas del laminado de acabado para el intervalo de ingredientes segun la invencion. En la presente invencion, es preferible fijar la temperatura del laminado de acabado a 1.080°C o menos y el total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion al 70 % o menos, tanto en un intervalo de 0,05 % < Ti < 0,10 % como en un intervalo de 0,10 % < Ti < 0,20 %.

El bobinado despues del laminado de acabado se debe realizar a una temperatura de 450°C o superior. Cuando la temperatura es inferior a 450°C, es diffcil producir una chapa de acero laminada en caliente reforzada por precipitacion con una microestructura homogenea y alcanzar una relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles) del 0,80 o mas. A menudo, la chapa de acero laminada en caliente se aplica principalmente a las piezas de suspension y, por lo tanto, es necesario aumentar la tension de fractura de las piezas, asf como reducir la deformacion permanente de las piezas. En la chapa de acero laminada en caliente segun la invencion, la relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles) se incrementa por la precipitacion del (Ti, Nb)C. Cuando el bobinado se realiza a una temperatura que supera los 650°C, se acelera el engrosamiento del precipitado, y no se puede obtener la resistencia de la chapa de acero segun el contenido de Ti. Ademas, cuando la temperatura de bobinado supera los 650°C, el mecanismo de Orowan es menos eficaz debido al engrosamiento del (Ti, Nb)C, disminuyendo asf el lfmite elastico, y no se puede obtener una deseada relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles) del 0,80 o mas.

En la Figura 12 se muestra la relacion entre la temperatura de bobinado de una chapa de acero laminada en caliente con un contenido de Ti del 0,05 % al 0,20 % y la densidad de precipitados con un tamano de 20 nm o menos. Cuando la temperatura de bobinado es inferior a 450°C o supera los 650°C, la densidad de precipitados era inferior a 109 piezas/mm3; como resultado, no se puede alcanzar la relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles) del 0,80 o mas como se muestra en la Figura 13, y se encuentra que no se puede producir una chapa de acero laminada en caliente de alto rendimiento.

En la chapa de acero laminada en caliente segun la invencion,

el contenido de C puede estar en un intervalo del 0,36% al 0,100 %,

el contenido de Si puede estar en un intervalo del 0,01 % al 1,19 %,

el contenido de Mn puede estar en un intervalo del 1,01 % al 2,53 %, el contenido de Al puede estar en un intervalo del 0,03 % al 0,43 %, el contenido de Ti puede estar en un intervalo del 0,05 % al 0,17 %, el contenido de Nb puede estar en un intervalo del 0,01 % al 0,04 %,

5 el contenido de P puede estar en un intervalo del 0,008 % o menos, el contenido de S puede estar en un intervalo del 0,003 % o menos, el contenido de N puede estar en un intervalo del 0,003 % o menos,

"C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93" puede estar en un intervalo del 0,061 al 0,014, la densidad de polos puede estar en un intervalo de 1,39 a 5,64,

10 la relacion del aspecto de los granos de la austenita previa puede estar en un intervalo del 1,42 al 5,25, y la densidad de precipitados puede estar en un intervalo de 1,55 x 109 piezas/mm3 a 3,10 * 1011 piezas/mm3 En el metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun la invencion,

la temperatura del laminado final en el laminado de acabado puede estar en un intervalo de 963°C a 985°C en un intervalo de contenido de Ti de 0,05 % < Ti <0,10 %

15 el total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion puede estar en un intervalo del 32,5 % al 43,2 % en un intervalo de contenido de Ti de 0,05 % < Ti < 0,10 %,

la temperatura del laminado final en el laminado de acabado puede estar en un intervalo de 981°C a 1.055°C en un intervalo de contenido de Ti de 0,10 % < Ti < 0,20 %,

el total de las reducciones del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion puede estar en un intervalo del 20 40,0 % al 45,3 % en un intervalo de contenido de Ti de 0,10 % < Ti < 0,20 %, y

la temperatura de bobinado puede estar en un intervalo de 480°C a 630°C.

Ejemplos

A continuacion, se describen los ejemplos de la invencion.

Se produjo por fundicion un acero que contema los ingredientes qrnmicos mostrados en la Tabla 1, y se obtuvo una 25 losa. La losa se calento a 1.250°C o mas, y se sometio a seis pasadas de laminado de acabado a una temperatura de laminado de acabado mostrada en la Tabla 2. El material resultante se enfrio en una zona de enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 5°C/s, y se mantuvo durante 1 hora a una temperatura de 450°C a 630°C en un horno de reproduccion del bobinado seguido de enfriamiento por aire, produciendo asf una chapa de acero de 2,9 mm. La escama superficial de la chapa de acero obtenida se elimino usando una disolucion acuosa al 7 % de acido 30 clorhudrico, produciendo de este modo una chapa de acero laminada en caliente. En la reduccion total del laminado indicada en la Tabla 2, el total de las reducciones del laminado en las pasadas 5a y 6a se muestra como la reduccion total de laminado en las dos ultimas posiciones desde la ultima posicion en la etapa de fabricacion de la chapa de acero laminada en caliente. La resistencia a la traccion TS (por sus siglas en ingles) y las propiedades de alargamiento El (por sus siglas en ingles) de las respectivas chapas de acero laminadas en caliente se evaluaron 35 segun el metodo de ensayo descrito en la norma JIS-Z2241 mediante la fabricacion de una pieza de ensayo N° 5 como se describe en la norma JIS-Z2201. La conformabilidad por fresado A se evaluo segun el metodo de ensayo descrito en la norma JIS-Z2256. Con respecto al examen de la textura del borde cizallado, se examino la presencia o ausencia del desarrollo de la separacion por cizallado en la direccion circunferencial mediante inspeccion visual de una muestra, que habfa sido sometida a un proceso de corte por punzonado usando un punzon cilmdrico de 10 mm 40 y un troquel con una separacion del 10 %. La definicion de la velocidad del desarrollo de la separacion y su medicion se describen anteriormente. Con el fin de examinar las propiedades de fatiga del borde cizallado de la chapa de acero, se transformo cada una de las chapas de acero de prueba en una pieza de prueba plana, y despues se transformo en una pieza de prueba para evaluar la fatiga del borde cizallado bajo la condicion de punzonado descrita anteriormente. La pieza de prueba obtenida se evaluo con respecto a la resistencia a la fatiga op para romper a 45 105 ciclos usando un aparato de prueba de flexion de plano tipo Shank.

La chapa de acero de la chapa de acero de Numero 10 corresponde a una chapa de acero comparativo ya que la chapa de acero no satisface la Formula (1) (vease la Tabla 2).

Tabla 1

N° Chapa de acero: C Si Mn Al P S Ti Nb N B V Mo Cr

1: 0,027 0,60 1,26 0,02 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

2: 0,126 0,60 1,32 0,02 0,008 0,003 0,06 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

3: 0,081 1,51 2,52 0,02 0,008 0,003 0,13 0,02 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

4: 0,060 0,60 0,76 0,02 0,008 0,003 0,06 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

5: 0,061 0,60 3,10 0,02 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

6: 0,038 0,06 1,32 0,73 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

7: 0,062 0,16 1,96 0,02 0,021 0,003 0,09 0,04 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

8: 0,060 0,16 1,96 0,02 0,008 0,012 0,09 0,04 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

9: 0,061 0,02 1,30 0,02 0,008 0,003 0,03 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

10: 0,060 0,15 1,96 0,02 0,008 0,003 0,18 0,04 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

11: 0,061 0,16 1,96 0,02 0,008 0,003 0,21 0,01 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

12: 0,036 0,65 1,28 0,02 0,008 0,003 0,05 0 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

N° Chapa de acero: C Si Mn Al P S Ti Nb N B V Mo Cr

13: 0,071 0,15 1,92 0,02 0,008 0,003 0,05 0,13 0,003 - - - - Ejemplo Comparative

14: 0,060 0,96 1,37 0,02 0,008 0,003 0,13 0,04 0,008 - - - - Ejemplo Comparative

15: 0,081 1,37 2,51 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 0,0007 - - - Ejemplo Comparative

16: 0,045 0,06 0,81 0,03 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 - 0,05 - - Ejemplo Comparative

17: 0,082 1,31 2,52 0,02 0,008 0,003 0,14 0,02 0,003 0,0008 - 0,18 - Ejemplo Comparative

18: 0,079 1,41 2,54 0,02 0,008 0,003 0,15 0,02 0,003 0,0008 - 0,09 - Ejemplo Comparative

19: 0,135 0,60 1,32 0,02 0,008 0,003 0,06 0,01 0,003 - - - 0,08 Ejemplo Comparative

20: 0,036 0,02 1,37 0,31 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

21: 0,060 0,95 1,38 0,03 0,008 0,003 0,13 0,04 0,003 - - - - Presente Invencion

22: 0,060 0,15 1,97 0,03 0,008 0,003 0,10 0,04 0,003 - - - - Presente Invencion

23: 0,046 0,71 1,23 0,03 0,008 0,003 0,05 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

24: 0,081 0,02 1,01 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

25: 0,080 0,02 1,50 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

26: 0,080 0,01 2,02 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

N° Chapa de acero: C Si Mn Al P S Ti Nb N B V Mo Cr

27: 0,062 0,02 1,52 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

28: 0,062 0,02 1,51 0,03 0,008 0,003 0,15 0,03 0,003 - - - - Presente Invencion

29: 0,100 0,01 1,51 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

30: 0,080 0,01 1,52 0,03 0,008 0,003 0,11 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

31: 0,082 0,02 1,52 0,03 0,008 0,003 0,13 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

32: 0,081 0,31 1,53 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

33: 0,081 0,01 2,53 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

34: 0,081 0,01 1,53 0,03 0,008 0,003 0,15 0,04 0,003 - - - - Presente Invencion

35: 0,061 0,01 2,52 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

36: 0,061 1,15 2,50 0,03 0,008 0,003 0,14 0,02 0,003 - - - - Presente Invencion

37: 0,062 1,19 2,51 0,03 0,008 0,003 0,17 0,01 0,003 0,0015 - - - Presente Invencion

38: 0,062 0,06 1,33 0,46 0,008 0,003 0,11 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

39: 0,040 0,01 1,50 0,03 0,008 0,003 0,10 0,01 0,003 - - - - Presente Invencion

40: 0,072 1,17 2,45 0,03 0,008 0,003 0,15 0,01 0,003 - 0,08 - - Presente Invencion

41: 0,081 1,18 2,46 0,03 0,008 0,003 0,14 0,02 0,003 - - 0,18 - Presente Invencion

42: 0,062 0,01 1,50 0,03 0,008 0,003 0,10 0,01 0,003 - 0,08 - 0,08 Presente Invencion

43: 0,082 1,18 2,51 0,03 0,008 0,003 0,14 0,01 0,003 0,0013 0,09 - - Presente Invencion

N° Chapa de acero: C Si Mn Al P S Ti Nb N B V Mo Cr

44: 0,075 1,09 2,51 0,03 0,008 0,003 0,16 0,01 0,003 0,0013 - 0,16 - Presente Invencion

45: 0,060 0,95 1,38 0,03 0,008 0,003 0,13 0,04 0,003 - - - 0,09 Presente Invencion

En la Tabla 2, con respecto a todos los numeros de prueba, se indican el Ifmite elastico, la resistencia a la traccion, el alargamiento total, la conformabilidad por fresado A, la presencia o ausencia del desarrollo de la separacion en el borde cizallado, la resistencia a fatiga ap a 105 ciclos del borde cizallado, y la relacion ap/TS de la resistencia a la fatiga a 105 ciclos a la resistencia a la traccion.

cn: 4^ CO IO - o CD co cn cn 4^ CO IO - N° Prueba

cn: 4^ CO IO - o CD 00 cn cn 4^ CO IO - N° Chapa de acero

b cn 4^: b IO ->J b O) CO CD O) 00 b IO cn b CO 4^ CD cn 4^ CD 00 00 CD 00 CO CD cn IO CD cn cn CD cn 00 CD 00 CD CD cn cn CD cn 4^ Temperatura del laminado final (°C) en el laminado de acabado

4^ _4^ "cd: 4^ O cn 4^ pi o CO jfck Vi 4^ 4^ 4^ OJ CO Vi CO cn CO co cn To co IO 4^ CO 4^ 4^ 4^ o co cn To CO cn Reduccion total de laminado en las dos ultimas etapas (%)

cn cn o
cn cn o
cn cn o: cn 00 o cn o o cn 00 o cn cn o cn cn o cn o cn o o cn cn o cn o cn cn o cn o cn o Temperatura de enfriamiento (° C)

o o 4^ IO: o o IO IO o o 4^ o o IO CO o o o o o o o o cn IO o o co IO o o co 4^ o o IO 4^ o o 4^ o o 4^ 4^ o o 4^ cn o o CD o o co Formula (1)

4^ 00 4^: CO o cn 00 IO 4^ 4^ ID 00 4^ cn CO cn IO cn IO 4^ cn JO co ->j 4^ co JO o cn JO 00 cn ID cn 00 4^ Densidad de polos

Ul cn: JO CD 4^ 00 4^ IO cn cn cn CD OJ ID O To o IO To o JO Vi cn IO 4^ CD cn ID IO Vi co CO CO cn co To CD IO cn Relacion del aspecto de los granos de la austenita previa

p> cn m + o: O cn m + o pi o 00 m + o CD cn m + o JO 00 CO m + IO O m + CO 4^ m + o co cn cn m + o 00 cn m + o o m + o CD 4^ m + o CD pi Vi co m + o CD O) ID cn m + o 00 4^ m + o CD CO ID 00 m + o CD Densidad de precipitados de 20 nm o menos (partes/mm3)

00 CD O: CO CD cn O) 4^ IO ->J cn CD IO cn 4^ IO CD cn co CD o 4^ cn CD cn IO 4^ 00 CO 00 cn CD cn 00 4^ 00 IO Lfmite elastico (MPa)

b 00: 00 O 00 00 CO CD cn cn 00 4^ IO 00 cn IO cn 4^ cn ->j cn cn cn cn co b 00 IO cn IO CO CD CD cn IO IO cn CD Resistencia a la traccion (MPa)

o 00 IO: o ~CD o ID o o Vi 4^ o ID o 00 4^ o Vi CD o ID o ID IO o Vi 4^ o 00 00 o ID IO o 00 o ID CO o ID CO Relacion de elasticidad YR

CO cn: CD cn <D Vi IO cn cn 4^ CO cn To CO o cn ID cn co IO ID CO ID IO CD 00 cn To CO O CO CO JO o Alargamiento total (%)

O) JO cn: CD O) O cn o IO _4^ o ->J O 00 ID O cn cn o CD To o JO o cn JO o cn o cn pi o 4^ CO O cn o Conformabilidad por fresado (%)

> c (/) 0 3 i i 0: > c in 0 3 i i 0 > c in 0 D i i 0 T) 0 in 0 D i i 0 > c in 0 D i i 0 > C in 0 D i i 0 T) 0 in 0 D i i 0 > c in 0 D i i 0 > c in 0 D i i 0 T) 0 in 0 D i i 0 > c in 0 D i i 0 T) 0 in 0 D 1 1 0 > c in 0 D i i 0 > c in 0 D i i 0 T) 0 in 0 D 1 1 0 Presencia de separacion en el borde cizallado

CO cn: IO IO CO IO CO ->J IO CD 00 IO IO ->J IO CO 4^ IO CO 00 IO 4^ IO O 00 IO CO CO CO IO IO IO CO O CO 00 IO CO 4^ Resistencia a la fatiga op a 105 ciclos del borde cizallado (MPa)

o To CD: O To 00 O To 00 O cn IO O To -vl O To -vl O 4^ O CO IO O To -vl O 4^ O To CD o 4^ IO O CO O To CD o 4^ cn Relacion op/TS de resistencia a la fatiga a 105 ciclos a resistencia a la traccion

<
<: D < D < < < D < D < < D < D < D < D < D < D < Metodo de fabricacion

O o 3 p: o o 3 p o o 3 p o o 3 p o o 3 p o o 3 p o o 3 p o o 3 p o o 3 p o o 3 p O o 3 p o o 3 p O o 3 p o o 3 p o o 3 p Ingredientes

> o 0 O: o > o O 3 © P o O > o O 3 © P o O > o O 3 © p o o > o O 3 © P o O > o O 3 © P o O > o O 3 © p o O > o O 3 © p o O > o O 3 © P o O > o O 3 © p o O > o O 3 © p o O > o O 3 © P o O > o O 3 © p o O > o O 3 © p o o > o O 3 © P o Nota



















: Comp.

16
16: 968 37,5 510 0,031 2,01 2,49 3,13 E+09 499 571 0,87 28,2 127,0 Ausente 165 0,29 Inv. Comp. Acero Comp.

17
17: 1.051 40,5 550 0,044 5.11 5.12 7,26 E+10 938 1.132 0,83 13,5 67,1 Ausente 277 0,25 Inv. Comp. Acero Comp.

18
18: 1.041 41,2 550 0,039 4,89 4,78 8,16 E+10 936 1.110 0,84 14,2 67,1 Ausente 350 0,32 Inv. Comp. Acero Comp.

19
19: 976 37,3 570 0.118 1,84 3.15 9,16 E+09 534 648 0,82 29,9 45,0 Ausente 201 0,31 Inv. Comp. Acero Comp.

20
20: 966 38,0 510 0,022 1,76 2,85 2,13 E+09 580 624 0,93 27,0 132,0 Presente 310 0,50 Inv. Inv. Acero Inv.

21: 20 899 40,5 510 0,022 5,21 5,48 1,64 E+09 598 655 0,91 28,0 88,0 Ausente 170 0,26 Comp. Inv. Acero Comp.

22: 21 988 43,1 510 0,022 2,98 2,93 1,71 E+11 747 800 0,93 21,0 92,0 Presente 404 0,51 Inv. Inv. Acero Inv.

23: 22 984 42,1 630 0,030 1,98 2,71 3,19 E+10 690 773 0,89 18,7 79,2 Presente 391 0,51 Inv. Inv. Acero Inv.

24: 22 903 40,3 630 0,030 3.67 6,04 4,58 E+10 747 817 0,91 19,0 63,0 Ausente 239 0,29 Comp. Inv. Acero Comp.

25: 23 967 32,5 480 0,032 2,42 1,73 5,57 E+09 537 609 0,88 26,0 121,0 Presente 257 0,42 Inv. Inv. Acero Inv.

26: 24 1.027 42,8 530 0,042 3,48 2,06 8,31 E+10 702 770 0,91 16,2 67,5 Presente 360 0,47 Inv. Inv. Acero Inv.

27: 25 1.011 40,7 530 0,041 3.67 2,01 6,92 E+10 695 795 0,87 17,8 78,0 Presente 344 0,43 Inv. Inv. Acero Inv.

28: 26 1.028 40,1 530 0,041 4,01 2,56 8,99 E+10 742 844 0,88 15,5 59,5 Presente 424 0,50 Inv. Inv. Acero Inv.

29: 27 1.021 40,8 530 0,022 3,32 2,27 7,58 E+10 690 788 0,88 19,0 83,0 Presente 331 0,42 Inv. Inv. Acero Inv.

30: 28 1.022 43,6 530 0,020 3,78 3,47 5,04 E+10 680 797 0,85 18,8 70,3 Presente 417 0,52 Inv. Inv. Acero Inv.

31: 29 1.028 41,6 530 0,061 3.14 3,36 6,11 E+10 721 806 0,89 17,4 78,1 Presente 372 0,46 Inv. Inv. Acero Inv.

32: 30 981 40,7 530 0,051 2,79 2,54 6,64 E+09 682 743 0,92 15,1 62,5 Presente 332 0,45 Inv. Inv. Acero Inv.

33: 31 1.024 42,4 530 0,048 2,97 3,79 5,31 E+10 691 774 0,89 16,5 66,8 Presente 384 0,50 Inv. Inv. Acero Inv.

34: 32 1.027 42,6 530 0,042 2,91 3,30 8,55 E+10 736 825 0,89 18,4 61,0 Presente 409 0,50 Inv. Inv. Acero Inv.

35: 33 1.022 40,6 530 0,042 3,89 1,65 6,60 E+10 879 944 0,93 13,9 50,6 Presente 490 0,52 Inv. Inv. Acero Inv.

36: 34 1.024 41,9 530 0,038 4.11 3.46 6,15 E+10 801 874 0,92 16,2 47,0 Presente 390 0,45 Inv. Inv. Acero Inv.

37: 35 1.028 42,7 530 0,022 4,89 1,42 7,17 E+10 860 938 0,92 16,6 63,4 Presente 398 0,42 Inv. Inv. Acero



















: Inv.

38: 35 962 42,6 530 0,022 5,97 3,48 1,06 E+11 855 955 0,90 15,3 49,0 Ausente 273 0,29 Comp. Inv. Acero Comp.

39: 36 1.055 43,4 550 0,022 4,38 2,71 9,70 E+10 860 967 0,89 15,1 68,0 Presente 366 0,38 Inv. Inv. Acero Inv.

40: 36 939 40,6 550 0,022 6,7 3,63 3,51 E+10 864 991 0,87 18,5 51,0 Ausente 267 0,27 Comp. Inv. Acero Comp.

41: 37 1.030 43,2 520 0,018 5,64 2,04 4,76 E+09 887 1.095 0,81 13,4 61,8 Presente 423 0,39 Inv. Inv. Acero Inv.

42: 37 935 45,3 520 0,018 7,03 5,93 5,59 E+09 874 1.088 0,80 14,2 43,0 Ausente 312 0,29 Comp. Inv. Acero Comp.

43: 38 989 41,1 600 0,033 1,68 2,27 3,93 E+10 672 731 0,92 21,8 121,0 Presente 382 0,52 Inv. Inv. Acero Inv.

44: 38 983 40,0 400 0,033 2,45 2,48 4,25 E+08 620 791 0,78 18,5 81,0 Presente 352 0,44 Comp. Inv. Acero Comp.

45: 39 985 40,2 600 0,014 1,39 2,48 3,29 E+10 734 781 0,94 20,8 115,0 Presente 408 0,52 Inv. Inv. Acero Inv.

46: 39 939 43,2 530 0,014 3,48 7,45 6,79 E+09 685 779 0,88 16,0 106,0 Ausente 211 0,27 Comp. Inv. Acero Comp.

47: 20 971 26,3 510 0,022 2,84 5,35 1,55 E+09 544 638 0,85 29,2 109,0 Ausente 186 0,29 Comp. Inv. Acero Comp.

48: 30 984 38,1 530 0,051 4,79 6.16 8,54 E+09 658 739 0,89 16,3 54,6 Ausente 244 0,33 Comp. Inv. Acero Comp.

49: 40 1.041 40,8 530 0,014 3,85 3,73 5,20 E+10 899 1.054 0,85 14,3 64,1 Presente 437 0,42 Inv. Inv. Acero Inv.

50: 41 1.030 40,2 530 0,042 4,45 5,25 3,10 E+11 867 1.071 0,81 13,4 68,1 Presente 411 0,38 Inv. Inv. Acero Inv.

51: 20 963 40,4 660 0,022 2,01 2,96 8,62 E+08 446 563 0,79 31,2 132,0 Presente 265 0,47 Comp. Inv. Acero Comp.

52: 31 986 40,5 600 0,014 1,84 2,78 4,68 E+10 745 821 0,91 21,6 121,0 Presente 377 0,46 Inv. Inv. Acero Inv.

53: 43 1.024 40,5 600 0,039 3,99 3,59 6,30 E+10 889 1.093 0,81 14,5 52,0 Presente 486 0,45 Inv. Inv. Acero Inv.

54: 44 1.015 42,1 600 0,027 4,67 4,55 5,91 E+09 954 1.135 0,84 13,9 63,0 Presente 547 0,48 Inv. Inv. Acero Inv.

55: 45 998 43,4 530 0,017 3,41 2,98 5,26 E+10 729 815 0,89 20,1 85,3 Presente 341 0,42 Inv. Inv. Acero Inv.

56: 42 985 42,8 600 0,036 3,75 4,65 7,52 E+09 734 781 0,94 22,1 115,0 Presente 316 0,41 Inv. Inv. Acero Inv.

Inv: Invencion; Comp.: Comparative

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

Con respecto a las Pruebas de Numeros 1, 4, 6, 9, 12 y 16, la composicion de los ingredientes de la chapa de acero quedaba fuera del alcance de la invencion y, como resultado, la chapa de acero tema una resistencia a la traccion de 590 MPa o menos. Con respecto a las Pruebas de Numeros 2 y 10, el resto entre Ti, Nb y C indicado por la Formula (1) quedaba fuera de la definicion de los ingredientes segun la invencion, y como resultado, se desarrollaba la separacion en el borde cizallado. Con respecto a la Prueba de Numero 3, contema una cantidad en exceso de Si, y como resultado, se deterioraba la trabajabilidad del recubrimiento de conversion qmmica , y se observo el desarrollo de la separacion aunque no se deterioraron la resistencia y la conformabilidad. Con respecto a las Pruebas de Numeros 7 y 8, se observo la segregacion del P y del S, y se observo el desarrollo de la separacion iniciada desde la inclusion en el borde cizallado. Con respecto a la Prueba de Numero 2, contema una cantidad en exceso de C, y como resultado, se observo la separacion causada por una estructura en bandas de perlita, y se confirmo una disminucion significativa en la conformabilidad por fresado A. Con respecto a las chapas de acero que conteman B, bajo las condiciones de fabricacion apropiadas segun la invencion, se produjo una chapa de acero con una resistencia de 1.080 MPa o mas y se supriirna la separacion. Con respecto a las pruebas que conteman V, Mo y/o Cr, debido al efecto combinado con Ti y Nb, se obtuvo una elevada resistencia a la traccion sin perjudicar el alargamiento y la conformabilidad por fresado. El hecho de no incluir los elementos esenciales segun la invencion en las cantidades especificadas respectivamente resulto en el desarrollo de la separacion tambien en las muestras en las que estaban contenidos uno o mas de V, Mo, Cr y/o B, como en las Pruebas de Numeros 15, 16, 17, 18 y 19.

A partir de estos resultados, se encontro que los efectos en terminos de supresion de la separacion en el borde cizallado basandose en las caractensticas de la microestructura del metal no se ejercen cuando la composicion de los ingredientes esta fuera del intervalo especificado en la invencion. Por lo tanto, se confirmo que el intervalo de ingredientes segun la invencion es apropiado para ejercer un efecto supresor de la separacion en relacion con la densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa y con la relacion del aspecto de los granos de la austenita. Con respecto a varias chapas de acero con composiciones dentro de los intervalos de ingredientes apropiados, en las Pruebas de Numeros 15 al 56 se indican los resultados de las pruebas de chapas de acero laminadas en caliente que habfan variado las densidades de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa y que habfan variado las relaciones del aspecto de los granos de la austenita previa y que se fabricaron bajo las condiciones dentro o fuera del alcance del metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun la invencion. Cuando la temperatura del laminado de acabado y la reduccion total del laminado en dos posiciones desde la ultima posicion no se encontraban dentro de sus respectivos intervalos apropiados, se observaba la separacion en el borde cizallado debido al no cumplimiento de uno cualquiera de una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa del 5,7 o menos o de una relacion del aspecto de los granos de austenita previa del 5,3 o menos. Cuando la temperatura de bobinado estaba fuera del intervalo segun la invencion, no se desarrollaba la separacion de la relacion elastica. Sin embargo, tales chapas de acero eran inapropiadas como chapa de acero laminada en caliente segun la invencion ya que la densidad de los precipitados era de 109 piezas/mm3 o menos, y la YR (por sus siglas en ingles) estaba por debajo del 0,80. Estos resultados indican que se podnan lograr una densidad de polos {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa y una relacion del aspecto de los granos de austenita previa dentro de sus respectivos intervalos apropiados y se supriirna la separacion en el borde cizallado usando una chapa de acero que contema los ingredientes dentro de los intervalos especificados por la invencion y adoptando las condiciones de fabricacion apropiadas. En la Figura 14 se muestra la relacion entre la resistencia a la fatiga op a 105 ciclos y la resistencia a la traccion TS (por sus siglas en ingles) del borde cizallado. En cualquiera de los aceros segun la invencion, la resistencia a la fatiga op a 105 ciclos del borde cizallado no era inferior a 0,35 veces la resistencia a la traccion TS (por sus siglas en ingles). Por otro lado, en los aceros comparativos en los que se desarrollaba la separacion, la resistencia a la fatiga op a 105 ciclos del borde cizallado era inferior a 0,35 veces la resistencia a la traccion TS (por sus siglas en ingles).

Convencionalmente, se ha explicado que, en una chapa de acero reforzada por precipitacion que contiene Ti, la separacion se desarrolla debido a una disminucion de la tenacidad asociada con la aceleracion de la precipitacion. Sin embargo, en la invencion, se encontro que, ajustando los contenidos de C, Ti y Nb a sus respectivos intervalos apropiados, ajustando la microestructura del metal para satisfacer 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012, ajustando la densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa a 5,7 o menos, y ajustando una relacion del aspecto de los granos de la austenita previa a 5,3 o menos, se puede lograr la supresion de la separacion en el borde cizallado, que ha sido diffcil de resolver hasta ahora. Como resultado, se puede desarrollar una chapa de acero laminada en caliente con una excelente resistencia a la fatiga op a 105 ciclos del borde cizallado.

Claims

5

10

15

20

25

30

35

40

REIVINDICACIONES

1. Una chapa de acero laminada en caliente que consiste, en terminos de % en masa, en

0,030 % a 0,120 % de C,

0,01 % a 1,20 % de Si,

1,00 % a 3.00 % de Mn,

0,01 % a 0,70 % de Al,

0,05 % a 0,20 % de Ti,

0,01 % a 0,10 % de Nb,

0,020 % o menos de P,

0,010 % o menos de S,

0,005 % o menos de N, y

un resto que consiste en Fe e impurezas, y

opcionalmente, en terminos de % en masa, uno o mas de 0,0005 % a 0,0015 % de B,

0,09 % o menos de Cr,

0,01 % a 0,10 % de V, o 0,01 % a 0,2 % de Mo,

en donde se cumple 0,106 > (% C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012, o

en donde se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde la chapa de acero laminada en caliente contiene V; una densidad de polos de {112}(110) en una posicion de 1/4 del grosor de la placa es de 5,7 o menos; una relacion del aspecto, que es una relacion entre el eje largo y el eje corto, de los granos de la austenita previa es de 5,3 o menos; una densidad de precipitados de (Ti, Nb)C con un tamano de 20 nm o menos es de 109 piezas/mm2 3 o mas; una relacion de elasticidad YR (por sus siglas en ingles), que es la relacion entre una resistencia a la traccion y un lfmite elastico, es de 0,80 o mas; y una resistencia a la traccion de 590 MPa o mas.
2. La chapa de acero laminada en caliente segun la reivindicacion 1, que consiste ademas, en terminos de % en masa, en uno o mas de

0,0005 % a 0,0015 % de B,
0.09 % o menos de Cr,

0,01 % a 0,10 % de V, o

0,01 % a 0,2 % de Mo,

en donde se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde la chapa de acero laminada en caliente contiene V.
3. Un metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente, comprendiendo el metodo:

calentar un acero a 1.250°C o mas, el acero que consiste, en terminos de % en masa, en 0,030 % a 0,120 % de C,

0,01 % a 1,20 % de Si,

1,00 % a 3,00 % de Mn,

0,01 % a 0,70 % de Al,

0,05 % a 0,20 % de Ti,

0,01 % a 0,10 % de Nb,

5

10

15

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30

35

0,020 % o menos de P,

0,010 % o menos de S,

0,005 % o menos de N, y un resto que consiste en Fe e impurezas, y opcionalmente, en terminos de % en masa, uno o mas de 0,0005 % a 0,0015 % de B,

0,09 % o menos de Cr,

0,01 % a 0,10 % de V, o 0,01 % a 0,2 % de Mo,

en donde se cumple 0,106 > (% C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93) > 0,012, o

en donde se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde el acero contiene V;

laminar en caliente el acero calentado a una temperatura del laminado final de 960°C o superior en un laminado de acabado con un total de reducciones del laminado en dos posiciones desde una ultima posicion del 30 % o mas cuando un contenido de Ti esta en un intervalo de 0,05 % < Ti < 0,10 %, o a una temperatura de laminado final de 980°C o superior en el laminado de acabado con un total de reducciones del laminado en dos posiciones desde una ultima posicion del 40 % o mas cuando un contenido de Ti esta en un intervalo de 0,10 % < Ti < 0,20 %; y

bobinar el acero laminado en caliente de 450°C a 650°C.
4. El metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun la reivindicacion 3, el acero consiste adicionalmente, en terminos de % en masa, en uno o mas de

0,0005 % a 0,0015 % de B,

0,09 % o menos de Cr,

0,01 % a 0,10 % de V, o

0,01 % a 0,2 % de Mo,

en donde se cumple 0,106 > (C% - Ti% * 12/48 - Nb% * 12/93 - V% * 12/51) > 0,012 en un caso donde el acero contiene V.
5. La chapa de acero laminada en caliente o el metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en donde el contenido de P es del 0,020 % al 0,001 %.
6. La chapa de acero laminada en caliente o el metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en donde el contenido de S es del 0,010 % al 0,001 %.
7. La chapa de acero laminada en caliente o el metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en donde el contenido de N es de 0,005 % a 5 ppm%. 8
8. La chapa de acero laminada en caliente o el metodo de fabricacion de una chapa de acero laminada en caliente segun cualquiera de las reivindicaciones precedentes, en donde el contenido de Cr, si esta presente, es del 0,09 % al 0,01 %.