MX2013009509A - Hoja de acero laminado en caliente con excelente formabilidad de prensa y metodo de produccion del mismo. - Google Patents

Abstract

El problema de la presente invención es proporcionar una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad de prensa y método para producir la hoja de acero, en el que la hoja de acero tiene no sólo una capacidad de expansión de orificio, sino también una capacidad de operación de rebordeado por no evaluar la capacidad de expansión de orificio para la capacidad de trabajo de operación de rebordeado, pero como un fenómeno convencional real de la curva de alargamiento lateral. Para resolver el problema, se confirma que la hoja de acero son excelentes en la expandibilidad de orificio y la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado, en el que la hoja de acero con un cierto contenido de C, Si y Mn se caracteriza en que, en una estructura metálica de dicha lámina de acero, la fracción de área de la ferrita es 70% o más, la fracción de área de la bainita es de 30% o menos, la fracción de área de una o ambas de la martensita y la austenita retenida es de 2% o menos, y con respecto a los intervalos promedios respectivos (L?, Li y LMA), los diámetros promedios (D?, Di y DMA) y el número de densidades de una cementita, una inclusión y ya sea uno o ambos de la martensita y la austenita retenida (n?, ni y NMA), un índice L de la formación de huecos/conexión definido por la fórmula 1 es 11.5 o más: ( Ver Formula).

Description

HOJA DE ACERO LAMINADO EN CALIENTE CON EXCELENTE FORMABILIDAD DE PRENSA Y METODO DE PRODUCCIÓN DEL MISMO CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad de prensa adecuada para un automóvil, y un método de producción del mismo.

ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA Recientemente, debido a la creciente conciencia mundial sobre el medio ambiente, ha sido fuertemente exigido en el campo de la automoción para reducir la emisión de dióxido de carbono o mejorar el consumo de combustible. Para resolver estas tareas, la reducción de peso de la carrocería del vehículo puede ser eficaz, y la aplicación de una hoja de acero de alta resistencia puede ser promovida para lograr la reducción de peso. En la actualidad, una hoja de acero laminado en caliente con una resistencia a la tensión de un nivel de 440 MPa se puede utilizar a menudo para los componentes debajo de la carrocería del automóvil. A pesar de la demanda de aplicación de una hoja de acero de alta resistencia con el fin de hacer frente a la reducción de peso de una carrocería de vehículo, una hoja de acero laminada en caliente que tiene una resistencia a la tensión de 500 MPa o más, pueden instalarse actualmente para su aplicación a una parte de los componentes.

Causas principales de los mismos pueden incluir deterioro de la formabilidad de prensa asociado con un aumento en la fuerza de resistencia .

Muchos miembros de debajo de la carrocería de un automóvil pueden tener una forma complicada para garantizar una alta rigidez. En la conformación en prensa, diversos tipos de trabajos tales como rebabas, tramo rebordeado y estiramiento se puede aplicar y por lo tanto, la capacidad de trabajo en respuesta a estas obras se puede requerir de la lámina de acero laminada en caliente como un blanco. En general, la capacidad de trabajo de desbarbado y la viabilidad de ensanchar el tramo se puede considerar que tienen una correlación con una relación de expansión del orificio medido en una prueba de la expansión del orificio, y el desarrollo de una hoja de acero de alta resistencia mejora la capacidad de expansión del orificio, ha sido hasta ahora avanzado.

En cuanto a la medida para mejorar la capacidad de expansión del orificio, se dice que la eliminación de una segunda fase o una inclusión en la estructura de una hoja de acero laminada en caliente puede ser eficaz. La deformabilidad plástica de una segunda fase de tal o una inclusión puede diferir significativamente de la de la fase principal y por lo tanto, cuando se elabora una lámina de acero laminado en caliente, la concentración de tensión puede ocurrir en la interfase entre la fase principal y la segunda fase o la inclusión. A su vez, una fina grieta de trabajo hacia afuera a un punto de partida para la fractura se puede generar fácilmente en el limite entre la fase principal y la segunda fase o inclusión. En consecuencia, puede contribuir en gran medida a la mejora de la capacidad de expansión del orificio para limitar la cantidad de una segunda fase o una inclusión y de ese modo reducir el punto de partida para la generación de grieta tanto como sea posible.

Por estas razones, una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de expansión de orificio puede ser idealmente una estructura monofásica de acero, y en una estructura de acero de doble fase, la diferencia en la capacidad de deformación plástica entre las respectivas fases que constituyen la estructura de doble-fase puede ser preferentemente pequeña. Es decir, es preferible que la diferencia de dureza entre las respectivas fases sea pequeña. Como la excelente hoja de acero laminada en caliente en expansión en el orificio en consonancia con esa forma de pensar, una hoja de acero que tiene una estructura compuesta principalmente de bainita o ferrita bainitica se ha propuesto (por ejemplo, el documento de patente 1).

LISTA DE CITAS DE DOCUMENTOS DE PATENTES Documento de Patente 1: Publicación de Patente Japonesa (A) H09-170048 Documento de Patente 2: Publicación de Patente Japonesa (A) 2010-090476 Documento de Patente 3: Publicación de Patente Japonesa (A) 2007-009322 Documento de Patente 4: Publicación de Patente Japonesa (A) Hll-080892 BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMA TÉCNICO Sin embargo, incluso en una lámina de acero laminada en caliente con la mejora de la capacidad de expansión del orificio, una grieta puede ser a menudo generada en el área de formación de estiramiento de pestaña en la prensa de formación real, dando lugar a la inhibición de la aplicación de una lámina de acero de alta resistencia.

Los presentes inventores han realizado estudios intensivos acerca de la causa de la generación de grietas en la prensa real, en la formación de una lámina de acero laminada en caliente convencional, a pesar de una excelente capacidad de expansión de orificio. Como resultado, los presentes inventores han encontrado que la formación de expansión en un orificio de prueba puede diferir en gran medida de la formación de la operación de rebordeado real e incluso cuando el orificio de expandibilidad es excelente, la viabilidad de operación de rebordeado no puede ser excelente.

La relación de expansión del orificio que indica la capacidad de expansión del orificio es una relación de la apertura cuando un orificio perforado se expande mediante un punzón y una grieta se genera en la cara de extremo perforado penetra en el espesor de la hoja. Por otro lado, la operación de rebordeado es un trabajo para estirar la hoja de borde de la pieza de corte por una cizalla o similares cuando se forma un reborde. De esta manera, se forma en una prueba de expansión del orificio pueden diferir en gran medida de la formación en la operación de rebordeado real. Tal diferencia puede causar una diferencia en el estado de tensión y el estado de deformación de una hoja de acero laminado en caliente, y la cantidad limite de deformación que conduce a la fractura puede ser variada. La cantidad limite de deformación puede ser considerado para variar debido a la estructura metálica que afecta en gran medida la fractura se cambia de acuerdo con el estado de tensión y el estado de deformación.

Los presentes inventores han encontrado que, debido a estas razones, incluso cuando se incrementa la capacidad de expansión del orificio, la viabilidad de operación de rebordeado no es necesariamente alta y la fractura se produce en la zona de la operación de' rebordeado en la prensa de formación real. Convencionalmente, tal conclusión no era conocido, e incluso cuando se ha propuesto una técnica destinada a aumentar la relación de expansión del orificio medido en una prueba de la expansión del orificio, la operación de rebordeado no se puede tener en cuenta (por ejemplo, los documentos de patente 2 y 3). En particular, como en el Documento de Patente 3, las características de operación de rebordeado pueden ser evaluadas . por la relación de expansión del orificio, y el término "características de operación de rebordeado" ha sido utilizado por la realización de una evaluación que no tiene conexión con la operación de rebordeado real .

Además, la facilidad de trabajo de una lámina de acero de alta resistencia se ha evaluado hasta ahora también por el "equilibrio de fuerza de tensión-alargamiento o elongación" usando, como el indicador, un producto (TSxEL) de resistencia a la tensión (TS) y el alargamiento o elongación a la rotura (EL) (por ejemplo, el Documento de Patente 4). Sin embargo, la facilidad de trabajo se evalúa por la resistencia a la rotura y el alargamiento en un ensayo de tensión, que puede ser diferente de un lado de alargamiento de curva como en la operación de rebordeado real y no se puede evaluar con precisión la facilidad de trabajo incluyendo la facilidad de / trabajo de la operación de rebordeado. En consecuencia, en la invención se describe en el Documento de Patente 4, donde se evalúa la facilidad de trabajo también por el "equilibrio de fuerza de tensión-alargamiento o elongación", la ferrita acicular se precipita en lugar de bainita para mejorar la resistencia al impacto y con respecto a la facilidad de trabajo de la operación de rebordeado, a la inversa, una hueco que ofrece un punto de partida para una grieta puede ser probable que se forme. Por otra parte, debido a la precipitación de ferrita acicular, no puede evitar la reducción de la ductilidad.

El presente invención paga atención a la operación de rebordeado real, asi, y un objeto de la presente invención es para proporcionar una hoja de acero laminada en caliente con excelente capacidad de conformación prensa, el cual pueden mantenerse a partir de formación de grietas en la operación de rebordeado y tiene buena capacidad de expansión de orificio de comparable a técnicas de convencionales, y un método producción de los mismos.

SOLUCIÓN AL PROBLEMA Los presentes inventores creen que, con el fin de fomentar la aplicación de una hoja de acero laminado en caliente de alta .resistencia a un miembro de la parte de abajo de la carrocería de un automóvil, es importante entender los factores que regulan las características de los respectivos trabajos aplicados y reflejarlas en el diseño de la estructura de una hoja de acero laminado en caliente, y hacer un gran número de estudios intensivos.

En el orificio de expansión y estiramiento de rebordeado, una grieta generada en la parte de borde de una hoja de acero puede crecer debido a la fractura dúctil. Es decir, una multitud de huecos pueden formarse y crecer en la interfaz entre la martensita o una segunda fase dura y una fase blanda tras la aplicación de una tensión, y los huecos puede estar conectado el uno al otro, mediante el cual se puede desarrollar una grieta. En consecuencia, la formación de una estructura compuesta de fases en las que la diferencia de la fuerza de resistencia entre las fases adyacentes es pequeña puede ser un factor importante en la mejora de la capacidad de expansión del orificio, así como la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado .

Por otro lado, los presentes inventores han realizado investigaciones sobre un factor de la estructura que afecta la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado mediante la realización de una prueba de flexión lateral simulando una operación de rebordeado. Como resultado, se ha encontrado que incluso una lámina de acero se incrementó la capacidad de expansión en el orificio mediante la formación de una estructura compuesta de fases teniendo una pequeña diferencia de fuerza de resistencia a veces es bajo en la curva de alargamiento lateral. También se ha encontrado que la curva de alargamiento lateral se rige por el estado de dispersión de uno o ambos de martensita y austenita retenida (en lo sucesivo, a veces referido como MA) , una segunda fase dura de cementita, y una segunda partícula de la fase dura, tal como inclusión.

En general, el orificio de expansión puede ser un trabajo para expandir un orificio perforado, y la operación de rebordeado puede ser un trabajo para estirar una parte marginal de la hoja de acero cuando se forma una brida doblando una parte de borde de hoja de acero. En cualquiera de los de trabajo, una tensión puede disminuir hacia el interior de la pieza de trabajo de la parte de borde. La relación de disminución aquí puede ser llamada un gradiente de tensión. Sin embargo, la operación de rebordeado puede ser un trabajo que se establece un pequeño gradiente de tensión en comparación con el orificio en expansión y por lo tanto, prestar atención a la gradiente de tensión, una fina grieta generada en la parte de borde de perforación puede ser más propenso a desarrollar en el interior de la operación de rebordeado que en el orificio en expansión.

Se ha encontrado por lo tanto que, incluso cuando la capacidad de expansión del orificio es excelente, una grieta se desarrolla en la operación de rebordeado para causar fractura en función del estado existente (estado de dispersión) de una fase o de partículas que contribuye a la propagación de grietas, tal como MA, cementita y la inclusión en la hoja de acero. Esto es, MA, cementita y una inclusión puede trabajar afuera a un punto de partida para la formación de huecos y, por tanto, se reduce preferiblemente tanto como sea posible. Sin embargo, a causa de, por ejemplo, la adición de carbono a fin de lograr la limitación de alta resistencia de la tecnología de refinación, la eliminación completa de una fase o como una partícula puede ser difícil.

Además, en las técnicas convencionales descritas anteriormente, el orificio de expansión puede ser equiparada con la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado y desde relativamente buena capacidad de expansión del orificio se puede obtener, la eliminación de MA, cementita y la inclusión y el estado actual de los mismos no se había estudiado.

En consecuencia, los presentes inventores han realizado estudios más intensivos en la técnica para mejorar el estado existente (estado disperso) de MA, cementita y una inclusión y la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado. Como resultado, un índice L (formula 1) formación de huecos/conexión, que refleja el estado disperso de MA, cementita y una inclusión se ha propuesto, y se ha encontrado que este índice exhibe una fuerte correlación con la curva de alargamiento lateral que indica la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado. Esto es, la estructura textural se controla para satisfacer la fuerza de tensión y la capacidad de expansión del orificio y, al mismo tiempo, tener un alto valor numérico como el índice L la formación de huecos/conexión, mediante el cual se puede obtener una hoja de acero laminada en caliente que tiene excelente conformabilidad prensa y buena capacidad de expansión orificio. (formula 1) L t ¾yz¾+2.1n,¿, i + nmLm IDm2 ne + n¡ + »M ne, ni y NMA: densidades numéricas (piezas/µm2) de una cementita, una inclusión y la MA, respectivamente, De, Di y DMA: diámetros medios de (mieras µp?) de una cementita, una inclusión y la MA, respectivamente, y Le, Li y la LMA: LOS intervalos promedio (mieras pm) de una cementita, una de inclusión y MA, respectivamente.

Además, los presentes inventores han determinado, a partir de su verificación de la relación entre el índice L la formación de huecos/conexión y la curva de alargamiento lateral, que cuando el índice L de la formación de huecos/conexión se convierte en 11.5 (l/pm) o más, la curva lateral gradiente de elongación se incrementa y afecta más sensiblemente la capacidad de trabajo de rebordeado. En consecuencia, se ha encontrado que mediante el control de la estructura de tener un índice L de formación de huecos/conexión de 11.5 (l/ m) o más, huecos formados son menos propensos a ser conectado y se obtiene una mayor capacidad de trabajo de operación de rebordeado. La presente invención se ha realizado sobre la base de estos hallazgos, y la esencia de la presente invención reside en lo siguiente. (1) Una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa, que comprende, en % en masa, C 0.03% al 0.10%, Si: 0.5% a 1.5%, Mn: 0.5% a 2.0%, y el balance de Fe e impurezas es inevitable, como impurezas, P: limitada a 0.05% o menos, S: limitada a 0.01% o menos, Al: limitada a 0.30% o menos, N: limitada a 0.01% o menos, en el que en la -estructura metálica de dicha hoja de acero, la fracción de área de ferrita es 70% o más, la fracción de área de bainita es 30% o menos, la fracción de área de una o ambas de la martensita y austenita retenida es 2% o menos , y con respecto a los respectivos intervalos promedio, los diámetros medios y número de densidades de cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, un índice L de formación de huecos/conexión definida por la fórmula 1 es 11.5 o más: Formula 1 n0L,/ D¡ +2.1^1,/ D +nMALMA/D ne, ni y MA: número densidades de cementita, una inclusión y una o ambas de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es piezas^m2; De, Di y DMA: diámetros medios de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µ??; y Le, Li y LMA: intervalos promedio de un cementita, una inclusión y o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µ??. (2) La hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa como la fuerza en (1), en el que dicha lámina de acero comprende además uno o más de, % en masa, Nb: 0.08% o menos, Ti: 0.2% o menos, V: 0.2% o menos, W: 0.5% o menos, Mo : 0.4% o menos , Cu: 1.2% o menos, Ni : 0.6% o menos, Cr : 1.0% o menos, B : 0.005% o menos, Ca: 0.01% o menos, y REM: 0.01% o menos . (3) La hoja de acero laminada en caliente con una excelente conformabilidad prensa como ajuste de fuerza en (1) o (2), en el que en dicha lámina de acero, las relaciones de intensidad de rayos-X al azar del plano paralelo (211) a una superficie de la hoja de acero en la 1/2 posición de espesor, la 1/4 posición de espesor y la 1/8 posición de espesor en la dirección del espesor de la superficie son 1.5 o menos, 1.3 o menos, y 1.1 o menos, respectivamente. (4) Un método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformado de prensa, que comprende: una etapa de someter una placa hecha de un acero que comprende, en %en masa, C 0.03 al 0.10%, Si: 0.5 a 1.5%, Mn: 0.5 a 2.0%, y el balance de Fe e impurezas inevitables, como impurezas, P: limitada a 0.05% o menos, S: limitada a 0.01% o menos, Al: limitada a 0.30% o menos, N: limitada a 0.01% o menos, recalentar la placa a una temperatura de 1150°C o más y la manteniendo la placa durante 120 minutos o más, a partir de entonces se realiza la rugosidad del enrollado de la placa, un paso de acabado de la realización de laminación tal que la temperatura final se convierte en Ae3-30°C y Ae3+30°C, un paso para realizar el enfriamiento primario a una temperatura entre 510°C y 700°C a una velocidad de enfriamiento de 50°C/s o más, una etapa de realización de enfriamiento por aire de 2 a 5 segundos, una etapa de realización de enfriamiento secundario a una velocidad de enfriamiento de' 30°C/s o más, una etapa de realización de enfriamiento a una temperatura de 500°C a 600°C, y una etapa de realización de enfriamiento a 200°C o menos a una velocidad media de enfriamiento de 30°C/h o más para obtener una lámina de acero, en el que: Ae3=937-477C+56Si-20Mn-16Cu-15Ni-5Cr+38Mo+125V+136Ti-19Nb+198Al+3315B (fórmula 2) en la que C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al y B representan el contenido de los elementos respectivos, y la unidad es % en masa. (5) El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa como la fuerza en conjunto (4), en el que el tiempo total paso a paso de 4 puestos finales de dicho acabado de laminación es de 3 segundos o menos. (6) El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad prensa como la fuerza en conjunto (4) o (5), en el que dicha placa comprende además uno o más de, en % en masa, Nb: 0.08% o menos, Ti: 0.2% o menos, V: 0.2% o menos, W: 0.5% o menos, Mo : 0.4% o menos, Cu: 1.2% o menos, Ni : 0.6% o menos, Cr: 1.0% o menos, B: 0.005% o menos, Ca : 0.01% o menos, y REM: 0.01% o menos. (7) El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad prensa como la fuerza en conjunto (4) o (5), en el que con respecto a los respectivos intervalos promedio, los diámetros promedio y numero de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida en la estructura metálica de dicha lámina de acero, el índice L de la formación de huecos/conexión definida por la fórmula 1 es 11.5 o más: (Formula 1) ni y NMA: número de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es piezas/pm2; De, Di y DMA: diámetros promedio de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µp? y Le, Li y LMA: intervalos promedio de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µp (8) El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad prensa como ajuste de fuerzas en (6), en el que con respecto a los respectivos intervalos promedio, los diámetros promedio y numero de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida en la estructura metálica de dicha lámina de acero, el Índice L de formación de huecos/conexión definido por la fórmula 1 es 11.5 o más: (formula 1) ?ß, ni y NMA: número densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es piezas/pm2; De, Di y D A: diámetros promedio de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras pm; y Le, L y LMA: intervalos promedio de cementita, una inclusión y una o ambas de martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es miera pm.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, una lámina de acero de alta resistencia laminado en caliente, excelente en la ductilidad, se puede obtener expandibilidad de orificio y la capacidad de operación de estiramiento reborde.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La Figura 1 es una vista que muestra la relación entre el índice de formación de huecos/conexión y la curva de alargamiento lateral, donde los datos que tienen TS (resistencia a la tensión) de 540 MPa o más, ? de un 110% o más y el alargamiento a la rotura de 30% o más son trazado.

DESCRIPCIÓN DE LAS MODALIDADES La presente invención se presta atención a la operación de rebordeado, asi, y un objeto de la presente invención es proporcionar una hoja de acero laminada en caliente con una excelente capacidad de conformado de prensa, que se puede mantener la aparición de grietas en el tramo rebordeado y tiene una buena capacidad de expansión orificio comparable a técnicas convencionales, y un método de producción de los mismos. Por consiguiente, en cuanto a las características distintas de la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado, el objetivo puede ser tener características equivalentes a las de las hojas de acero convencionales. En concreto, los siguientes valores numéricos equivalentes a los de un acero convencional que tiene una resistencia a la tensión de un nivel de 540 MPa se pueden establecer como metas para las características mecánicas específicas .

Resistencia a la tensión: 540 MPa Alargamiento a la rotura: 30% Relación de expansión del orificio: 110% La capacidad de trabajo de operación de rebordeado se puede evaluar por la arena curva de elongación.

La presente invención puede ser descrita en detalle a continuación. [índice L de formación de huecos/conexión] Como se describió anteriormente, incluso una hoja de acero laminada en caliente mejoró la capacidad de expansión en el orificio mediante la formación de una estructura compuesta de fases pequeñas en la diferencia de fuerza entre las respectivas fases en la estructura cristalina pueden tener bajos alargamientos de curva lateral en algunos casos. En el curso de la determinación de la razón de los mismos, se ha encontrado que la curva de alargamiento lateral se rige por el estado existente (estado disperso) de uno o ambos de martensita y austenita retenida (en lo sucesivo, a veces referido como MA) , una segunda fase dura tal como cementita, y una segunda partícula de la fase dura, tal como la inclusión. Los presentes inventores han descubierto un índice L de formación de huecos/conexión definida por la fórmula 1 como un indicador de estado existente (estado de dispersión) de una segunda fase de tal o inclusión o similares. A continuación se describe el índice L de la formación de huecos/conexión que pueden convertirse en una parte clave de la presente invención.

La expandibilidad del orificio puede ser un trabajo para ampliar un orificio perforado y en el orificio en expansión, la parte de borde de perforación puede ser severamente trabajado. La operación dé rebordeado puede ser un trabajo para estirar una parte marginal de la hoja de acero cuando se forma un reborde doblando una hoja de parte del borde de acero. La operación de rebordeado puede ser un trabajo que se establece un pequeño gradiente de deformación en comparación con el orificio de expansión y por lo tanto, una fina grieta generada en la parte de borde de perforación puede ser propensos a desarrollar en el interior, lo que lleva a la fractura con una cantidad menor que la tensión en el orificio en expansión.

La Propagación de la grieta puede ser causada debido a la conexión de los huecos formados a partir de MA, una segunda fase dura tal como la cementita, y una segunda partícula dura, tal como la inclusión (en lo sucesivo, a menos que se indique lo contrario, la segunda fase dura y la segunda partícula dura se denominan colectivamente como "segunda fase dura y similares" ) .

Por lo tanto, en la operación de rebordeado, el control de esta segunda fase dura y similares es importante más que en el orificio de expansión. En otras palabras, incluso cuando la alta capacidad de expansión del orificio puede ser realizada mediante la constitución de una estructura metálica que tiene fases pequeñas en la diferencia de tensión entre las respectivas fases, sólo con esta configuración, la alta capacidad de trabajo de operación de rebordeado no se puede obtener en función de la distribución de MA, cementita y una inclusión .

A partir de los resultados de la investigación, los presentes inventores han deducido que la facilidad de conexión de huecos, es decir, la facilidad de propagación de la grieta, se ve muy afectada por índice L de la formación de huecos/conexión determinado a partir del estado de dispersión de la segunda fase dura y similares. (formula 1) ne, ni y NMA: numero d densidades (piezas/µ??2) de una cementitá, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente.

De, Di y DMA: diámetros promedio (µ??) de una cementitá, una inclusión y ya sea uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente, y Le, Li y LMA: intervalos promedio (µp?) de una cementitá, una inclusión y, o bien uno o ambos de martensita y austenita retenida, respectivamente.

En la fórmula 1, con respecto a cada uno de MA, una cementitá y una inclusión, un valor obtenido dividiendo el intervalo promedio por el cuadrado del diámetro promedio puede ser tomado como el intervalo eficaz, y la media ponderada de los intervalos eficaces de MA, una cementitá y una inclusión pueden ser tomadas como el índice L de la formación de huecos/conexión. El índice L de la formación de huecos/conexión puede ser cualitativamente descrita como sigue. La probabilidad de la generación de huecos puede ser proporcional al área de superficie (D2) de la segunda fase dura, y la facilidad de conexión de huecos puede ser inversamente proporcional a la distancia entre las respectivas fases (intervalo Lo entre las respectivas fases) .

En consecuencia, (D2/Lo) puede considerarse como un indicador de la facilidad de la formación de huecos/conexión. Los recíprocos de los mismos pueden ser un indicador de la dificultad de formación de huecos/de conexión, es decir, un indicador de buena capacidad de trabajo de operación de rebordeado .

En este caso, el uso de subíndices T, i y MA para una cementita, una inclusión y MA, los respectivos intervalos promedio Le, Li y LMA puede determinarse de acuerdo con la fórmula 3. En la fórmula 3, fe, fi y ÍMA pueden representar fracciones de área de cementita, una inclusión y MA, respectivamente, y De, Di y DMA pueden representar diámetros promedio (µp?) de una cementita, una inclusión y MA, respectivamente. La fracción de área puede ser una relación de cada una, de una cementita, una inclusión y MA, en toda la gama de investigación. El diámetro promedio puede ser un valor promedio de un eje mayor y un eje menor de cada uno de una cementita, una inclusión y MA investigado. Los métodos para la medición de la fracción de área, número de densidad e intervalo promedio pueden ser descritos en los Ejemplos más adelante.

En la fórmula 3, se puede obtener un intervalo promedio (mieras ym) , suponiendo una distribución isotrópica.

(Formula 3) En el caso en el que la segunda fase dura y similares tienen el mismo tamaño, la facilidad de conexión de huecos formados a partir de una fase tal que puede depender del intervalo eficaz, debido a que el intervalo eficaz es grande, los huecos pueden ser más difíciles de conectar. Además, en la presente invención, un cociente obtenido dividiendo el intervalo promedio por el cuadrado del diámetro promedio puede ser tomado como el intervalo eficaz (la unidad puede ser l/ym) . Esto es para reflejar el hallazgo de que la facilidad de conexión de huecos no se puede determinar simplemente por un intervalo promedio y como el tamaño de la segunda fase dura y similares es más pequeño, los huecos formados a partir de tal fase de este tipo puede ser más fino y difícil de conectar. La razón por la que el tamaño de la segunda fase dura y la más pequeña como es, los huecos se vuelven difíciles de conectar no puede ser claramente conocido, pero puede ser considerado porque como el tamaño de huecos es más pequeño, el área de superficie de un huecos por unidad de volumen es mayor, es decir, la tensión superficial se incrementa, como consecuencia, no se produce fácilmente un hueco.

Además, cuando la segunda fase dura y similares son pequeñas, no sólo un hueco puede llegar a ser difíciles de crecer, sino también la conexión de los huecos puede ser menos probable que ocurra. En consecuencia, como la segunda fase dura y similares son más pequeños y como el índice L de formación de huecos/conexión es más grande, se puede aumentar la cantidad tensión que conduce a la fractura. La razón para el cuadrado del diámetro promedio puede ser considerada porque la tensión generada alrededor de la segunda fase dura y similar mediante el trabajo es proporcional al tamaño pero, por otro lado, la tensión por unidad de superficie de la segunda fase dura y los similares se reduce y se convierte en un hueco difícil de aumentar .

Además, la facilidad de formación de huecos puede diferir dependiendo del tipo de la segunda fase dura y similar, y se confirma que una inclusión puede formar fácilmente un hueco en comparación con MA y cementita. Debido a esto, el término de una inclusión en la media ponderada puede ser multiplicado por un coeficiente. El coeficiente puede ser una relación entre el número de huecos formados por una inclusión y el número de huecos formados por una MA/cementita y fue ajustado a 2.1 a partir de los resultados de la observación.

Como se muestra en la figura 1, se ha confirmado que existe una fuerte correlación entre el índice L de la formación de huecos/conexión teniendo en cuenta la facilidad de formación de huecos y la curva de alargamiento lateral.

Por otra parte, se ha confirmado que el porcentaje de aumento en la curva de alargamiento lateral se eleva cuando el índice de la formación de huecos/conexión se convierte en 11.5 (l/µ?t?) o más. En otras palabras, la capacidad de trabajo de operación de rebordeado se puede mejorar en gran medida mediante el establecimiento del índice L de la formación de huecos/conexión a 11.5 (l/µ??) o más.

La razón por la cual la curva de alargamiento lateral se mejora en gran medida cuando el índice de la formación de huecos/índice se convierte en 11.5 (l/µ??) o más puede ser considerada porque la conexión de huecos se inhibe, pero razones detalladas de la misma puede no estar claro. Sin embargo, se cree que el tamaño de la segunda fase dura y similares puede afectar a la formación de huecos, más específicamente, la fina formación de la segunda fase dura y similares puede producir un efecto que no sólo la conexión de huecos es menos probable que ocurra pero también un hueco en sí es apenas formada. Por otra parte, la cantidad de tensión que lleva a la fractura puede ser atribuida a la producción/conexión de huecos originados en una segunda fase dura y las similares presentes en la estructura del material de acero y puede ser determinada por el tipo, la cantidad y el tamaño de la segunda fase dura y similar. En. consecuencia, incluso cuando ¦ se cambian los ingredientes del material del acero, el índice critico de formación de huecos/conexión en el que se obtienen los efectos de la presente invención puede no ser cambiado.

Dicho sea de paso, MA y cementita de los cuales la fracción de área, intervalo promedio y el diámetro promedio se deben tener en cuenta pueden ser los que tienen un área de 0.1 µp?2 o más en la sección transversal de la hoja de acero laminado en caliente, porque MA y cementita más pequeño que eso puede ser poco probable que afecte significativamente la curva de alargamiento lateral. La inclusión de las cuales la fracción de área, el intervalo promedio y el diámetro promedio se deben tener en cuenta, puede ser una inclusión que tiene un área de 0.05 µ??2 o más en la sección transversal de la hoja de acero laminado en caliente, debido a una inclusión más pequeña que puede haber poco probable que afecte significativamente la curva de alargamiento lateral.

La fracción de área, el intervalo promedio y el diámetro promedio puede ser determinado por análisis de imagen. Una muestra de medición se puede preparar por ataque químico LePera en el caso de MA y ataque químico picral en el caso de la cementita, una micrografía óptica de la muestra puede ser binarizada, y la fracción de área y el diámetro promedio puede ser determinado usando un software de análisis de imagen (por ejemplo, Imagen Pro) . En cuanto a la inclusión, la fracción de área y el diámetro promedio se pueden determinar usando un software de análisis de partículas (por ejemplo, buscador de partícula) de FE-SEM. A partir de los valores obtenidos, el intervalo suponiendo una distribución isotrópica se puede obtener como el intervalo promedio.

Como se ha descrito anteriormente con respecto al índice L de la formación de huecos/conexión, la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado de una lámina de acero puede ser evaluada también por el índice de la formación de huecos/conexión. La capacidad operación de rebordeado puede ser evaluada por el índice de formación de huecos/conexión sin confirmar que en realidad probando por la hoja de acero, de modo que la eficiencia de control de calidad para una hoja de acero puede ser notablemente mejorada.

[Ingredientes la hoja de acero] La hoja de acero laminada en caliente de la presente invención y los ingredientes de un acero utilizado para la producción de los mismos se describen en detalle a continuación. Por cierto, "%", que es la unidad de los contenidos de cada ingrediente significa "% en masa".

C: 0.03% al 0.10% El C puede ser un ingrediente importante para asegurar la resistencia. Si el contenido de C es menor que 0.03%, este puede ser difícil de obtener una resistencia suficiente, por ejemplo, una resistencia de 540 MPa o más. Por otra parte, si el contenido de C excede de 0.10%, la segunda fase dura y similar, tales como la cementita, se puede aumentar excesivamente a deteriorar la capacidad de expansión del orificio. Por esta razón, el contenido de C se especifica para ser 0.03% a 0.10%. Dicho sea de paso, desde el punto de vista de asegurar la resistencia a la tensión, el contenido de C puede ser preferiblemente de 0.05% o más, más preferiblemente 0.06% o más. También, con el fin de suprimir un aumento excesivo de la segunda fase dura y similares, tales como la cementita, tanto como sea posible, el contenido de C puede ser preferiblemente de 0.08% o menos, más preferiblemente 0.07% o menos .

Si: 0.5% a 1.5% El Si puede ser un elemento importante para asegurar el mayor éxito de la resistencia por el fortalecimiento de la solución sólida. Si el contenido de Si es menor que 0.5%, puede ser difícil obtener una resistencia suficiente, por ejemplo, una resistencia de 540 MPa o más. Por otra parte, si el contenido de Si excede 1.5%, la capacidad de expansión de orificio puede deteriorarse, porque cuando se añade Si en una cantidad grande, la dureza puede reducirse para causar la rotura frágil antes de someterse a una gran deformación. Por esta razón, el contenido de Si se especifica a ser de 0.5% a 1.5%.

Dicho sea de paso, desde el punto de vista de asegurar la resistencia, el contenido de Si puede ser preferiblemente 0.7% o más, más preferiblemente 0.8% o más. Asimismo, desde el punto de vista de la supresión de un aumento excesivo de la segunda fase dura y similar, tanto como sea posible, el contenido de Si puede ser preferiblemente 1.4% o menos, más preferiblemente 1.3% o menos . n: 0.5% a 2.0% El Mn puede ser un elemento importante para garantizar la templabilidad . Si el contenido de Mn es menor que 0.5%, la bainita no se puede producir adecuadamente y puede ser difícil de obtener una resistencia suficiente, por ejemplo, una resistencia de 540 MPa o más. Debido a que, Mn es una austenita y puede tener un efecto de la supresión de la transformación de ferrita, es decir, si el contenido de Mn es pequeño, la transformación de ferrita, puede proceder en exceso, en su defecto en la obtención de bainita.

Por otra parte, si el contenido de Mn excede de 2.0%, la transformación puede ser extremadamente retardada, por lo que es difícil de producir ferrita, y la ductilidad puede deteriorarse. Debido a que, el Mn que es un formador de austenita puede tener un efecto de reducción del punto de Ae3. Por esta razón, el contenido de Mn se especifica a ser de 0.5% a 2.0%. Por otra parte, el contenido de Mn puede ser preferiblemente 1.0% o más y preferiblemente 1.6% o menos.

' Al : 0.30% o menos El Al puede funcionar como un elemento desoxidante, pero si el contenido de Al excede de 0.3%, muchas inclusiones tales como la alúmina puede ser formada y la capacidad de expansión y estiramiento del orificio y la capacidad de trabajo de operación de rebordeado puede deteriorarse. El Al puede ser un elemento que se desea eliminar, e incluso cuando este elemento está contenido inevitablemente, el contenido de Al está limitado a 0.3% o menos. El contenido puede ser preferiblemente limitado a 0.15% o menos, más preferiblemente a 0.10% o menos. El limite inferior del contenido de Al puede no ser particularmente especificado, pero puede ser tecnológicamente difícil para reducir el contenido de al menos de 0.0005%.

P: 0.05% o menos El P puede ser un elemento de impureza, y si el contenido de P excede 0.05%, en el caso de la aplicación de la soldadura a la hoja de acero laminada en caliente, la fragilización de la parte soldada podría ser evidente. En consecuencia, el contenido de P puede ser preferiblemente tan bajo como sea posible y está limitado a 0.05% o menos. El contenido puede estar limitado preferiblemente a 0.01% o menos. Dicho sea de paso, el límite inferior del contenido de P no se puede especificar en particular, pero la reducción del contenido a menos de 0.0001% por un paso de desfosforación paso (P) o similar puede ser económicamente desventajoso.

S : 0.01% o menos El S puede ser un elemento de impureza, y si el contenido de S excede de 0.01%, un efecto adverso sobre la capacidad de soldadura puede llegar a ser visible. En consecuencia, el contenido de S puede ser preferiblemente tan bajo como sea posible y está limitado a 0.01% o menos. El contenido puede estar limitado preferiblemente a 0.005% o menos. Si el S está contenido en exceso, MnS puede formarse y la capacidad de expansión del orificio y la capacidad de trabajo de operación de rebordeado puede ser susceptibles de deteriorarse. Dicho sea de paso, el limite inferior del contenido de S no se puede especificar en particular, pero la reducción del contenido a menos de 0.0001% por una etapa de desulfuración (S) o similar puede ser económicamente desventajoso.

N: 0.01% o menos El N puede ser un elemento de impureza y si el contenido de N es superior a 0.01%, se puede formar nitruro grueso y la capacidad de expansión del orificio y la capacidad de trabajo de operación de rebordeado trabaj abilidad puede. En consecuencia, el contenido de N puede ser preferiblemente tan bajo como sea posible y está limitado a 0.01% o menos. El contenido puede estar limitado preferiblemente a 0.005% o menos. A medida que aumenta el contenido de N, un orificio de soplado puede ser más probable que se forme en la soldadura. El limite inferior del contenido de N puede no ser particularmente especificado, pero cuando el contenido se reduce a menos de 0.0005%, el coste de producción puede aumentar significativamente.

En la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención y el acero utilizado para la producción del mismo, el balance es Fe. Sin embargo, al menos un elemento seleccionado de entre Nb, Ti, V, W, Mo, Cu, Ni, Cr, B, Ca y REM (metal de tierra rara) puede estar contenido.

El Nb, Ti, V, W y Mo pueden ser elementos que contribuyen a aumentar más la fuerza. Los limites inferiores de los contenidos de estos elementos no se especifican particularmente, pero para el aumento efectivo de la fuerza, el contenido de Nb pueden ser preferiblemente 0.005% o más, el contenido de Ti puede ser preferiblemente de 0.02% o más, el contenido de V puede ser preferiblemente 0.02% o más, el contenido de W puede ser preferiblemente 0.1% o más, y el contenido de Mo puede ser preferiblemente de 0.05% o más. Por otra parte, para asegurar la moldeabilidad, el contenido de Nb puede ser preferiblemente de 0.08% o menos, el contenido de Ti puede ser 0.2% o menos, el contenido de V puede ser preferiblemente 0.2% o menos, el contenido de W puede ser preferiblemente 0.5% o menos, y el contenido de Mo puede ser preferiblemente 0.4% o menos.

El Cu, Ni, Cr y B pueden ser también elementos que contribuyen a aumentar la resistencia. Los limites inferiores no pueden ser particularmente especificados, pero con el fin de obtener un efecto de aumento de la resistencia, puede ser preferible añadir Cu: 0.1% o más, Ni: 0.01%, Cr: 0.01%, y B: 0.0002% o más. Sin embargo, los limites superiores son Cu: 1.2%, Ni: 0.6%, Cr: 1.0%, y B: 0.005%, debido a la adición excesiva puede deteriorar la capacidad de moldeo.

El Ca y REM tal vez elementos efectivos en el control de las morfologías de óxido y sulfuro. Los límites inferiores del contenido de estos elementos pueden no ser particularmente especificados, pero con el fin de llevar a cabo eficazmente el control de la morfología, tanto el contenido de Ca y el contenido de REM puede ser preferiblemente de 0.0005% o más. Por otra parte, para asegurar la moldeabilidad, tanto el contenido de Ca y el contenido de REM pueden ser preferiblemente 0.01% o menos. Aquí, REM como se usa en la presente invención indica La y un elemento de serie de lantánidos . Como REM, por ejemplo, una mezcla de metales se puede añadir en la etapa de fabricación de acero. La mezcla de metales puede contener La y un elemento de esta serie, tales como Ce, en una forma compuesta. Puede ser también posible añadir metal de La y/ó metal Ce.

[Textura del Metal] La estructura de la hoja de acero laminada en caliente según la presente invención, puede ser descrita en detalle a continuación.

La fracción de área de la ferrita: 70% o más La ferrita puede ser una estructura muy importante para asegurar la ductilidad. Si la fracción de área de la ferrita es de menos de 70%, puede no obtenerse suficientemente alta ductilidad. Por esta razón, la fracción de área de la ferrita se especifica a ser 70% o más y puede ser preferiblemente 75% o más, aún más preferiblemente 80% o más. Por otra parte, si la fracción de área de la ferrita excede el 90%, la bainita puede faltar, fallando en asegurar la tensión.

También, el enriquecimiento de C en la austenita puede proceder, como resultado, la resistencia de la bainita puede aumentar excesivamente y la capacidad de expansión del orificio puede deteriorarse. Por esta razón, la fracción de área de la ferrita puede ser preferiblemente 90% o menos, más preferiblemente 88% o menos, y la fracción de área puede ser aún más preferiblemente 85% o menos, porque no se puede producir el deterioro de la capacidad de expansión del orificio .

La fracción de área de la bainita: 30% o menos la bainita puede ser una estructura importante que contribuye al fortalecimiento. Si la fracción de área de la bainita es menos de 5%, puede ser difícil de obtener una resistencia suficientemente alta a la tensión, por ejemplo, una resistencia a la tensión de 540 MPa o más. Por esta razón, la fracción de área de la bainita puede ser preferentemente de 5% o más, más preferiblemente 7% o más. Por otra parte, si la fracción de área de la bainita excede 30%, la fracción de área de la ferrita puede carecer, en su defecto en la obtención de una ductilidad adecuada. En consecuencia, la fracción de área de la bainita puede ser preferiblemente 30% o menos y desde el punto de vista de asegurar la ductilidad por la ferrita, la fracción de área puede ser más preferiblemente 27% o menos, 'aún más preferiblemente 25% o menos.

La fracción de MA (martensita-austenita retenida) : 2% o menos El MA puede ser ya sea una o ambas de martensita y austenita retenida y puede ser observado, por ejemplo, como una parte blanca én una imagen microscópica óptica de una muestra sometida a ataque químico con un reactivo de LePera. Además, la inclusión puede incluir un óxido, un sulfuro y similares, tales como MnS y AL2O3. Estos pueden contener, por ejemplo, un ingrediente de impureza o un ingrediente añadido para la desoxidación .

El MA puede ser una estructura que forma un hueco junto con la deformación a deteriorar la capacidad de expansión del orificio. En consecuencia, si la fracción de área de MA supera 2%, tal deterioro de la capacidad de expansión de orificio podría ser evidente. Por esta razón, la fracción de área de MA se espec.ifica a ser 2% o menos. La fracción de área de MA puede ser preferiblemente más pequeña y puede ser preferiblemente de 1% o menos, más preferiblemente 0.5% o menos.

Debido a la estructura de control descrito anteriormente, una lámina de acero laminada en caliente con una excelente capacidad de conformado de prensa, la cual es alta en todos: ductilidad, capacidad de expansión de orificio y alargamiento de curva lateral, puede ser obtenido. En consecuencia, se puede fomentar la aplicación de una lámina de acero de alta resistencia a los componentes debajo de la carrocería del automóvil, y la contribución a la mejora del consumo de combustible y reducción de emisiones de dióxido de carbono puede ser muy notable.

Además, mediante el control de la siguiente textura, donde el material de anisotropía es pequeña, se puede obtener una lámina de acero laminada en caliente con una excelente capacidad de conformado de prensa.

Es decir, en un acero que tiene una composición de ingredientes predeterminada, cuando el acero está producido para tener una estructura de textura predeterminada y tienen un índice L de formación de huecos/conexión en una gama predeterminada (en la presente invención, 11.5 o más), una excelente hoja de acero laminado en caliente no sólo en la capacidad de expansión del orificio, sino también en la capacidad de trabajo de operación de rebordeado puede ser producido.

La textura puede ser un importante factor relevante a la anisotropia del material. Cuando hay una diferencia de 10% o más entre la curva de alargamiento lateral en la dirección de anchura de la hoja y que en la dirección de laminación, por ejemplo, una grieta se puede generar en función de la dirección de formación de un componente real. En la hoja de acero, las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X de los planos paralelos (211) a la superficie de hoja de acero (superficies de rodadura) en la posición media de espesor, la posición 1/4 de espesor y la posición de 1/8 de espesor se especifican a ser 1.5 o menos, 1.3 o menos, y 1.1 o menos, respectivamente, por lo que la anisotropia de la curva de alargamiento lateral se puede reducir y la diferencia de los mismos puede ser hecho para ser 10% o menos.

Aquí, la posición 1/2 de espesor, la posición de un 1/4 de espesor y la posición de 1/8 de espesor significan que la distancia en la dirección del espesor de la superficie de la hoja de acero laminado en caliente se encuentra en la posición de 1/2, la posición de 1/4, y la posición de 1/8, respectivamente, del espesor de la hoja de acero laminada en caliente. En el ensayo de flexión lateral, se puede medir la cantidad de tensión permitiendo una grieta generada para penetrar en la dirección de espesor de la hoja. En consecuencia, a fin de reducir la anisotropia, que puede ser eficaz para reducir las relaciones de intensidad aleatorias de rayos X en todas las posiciones del espesor de la hoja.

[Método de producción] El método de producción de una hoja de acero laminado en caliente de la presente invención, se puede describir a continuación .

Una placa (palanquilla de acero) se puede obtener mediante la realización de lingote y fabricación de colada de un acero compuesto de los ingredientes anteriormente descritos. A medida que la colada, la colada continua puede llevarse a cabo preferiblemente en vista de la productividad. Posteriormente, la placa puede ser recalentada a una temperatura de 1150°C o más, se mantuvo durante 120 minutos o más, y luego laminado en caliente. El recalentamiento se puede realizar ya que el calentamiento a una temperatura de 1150°C o más durante 120 minutos o más se funde una inclusión, tales como MnS en la placa y una inclusión incluso cuando se produce en el proceso de enfriamiento posterior se convierte fino. Si la temperatura de recalentamiento es menor que 1150°C o el tiempo de recalentamiento es inferior a 120 minutos, una inclusión gruesa presente en la placa pueden ser no totalmente derretida y muchas inclusiones pueden permanecer, en su defecto en la obtención de una alta capacidad de trabajo de operación de rebordeado. El límite superior de la temperatura de recalentamiento puede no especificarse particularmente, pero en vista de los costos de producción, la temperatura puede ser preferentemente de 1300 °C o menos. El límite superior del tiempo de mantenimiento de recalentamiento puede ser también no especificado particularmente, pero en vista del costo de producción, el tiempo de retención puede ser preferentemente de 180 minutos o menos.

Sin embargo, éstos no pueden aplicarse cuando una placa de fundición por colada continua está caliente transferido y directamente rolado. En este caso, puede ser suficiente cuando un estado de temperatura de 1150°C o más, incluyendo la temperatura después de la colada continua se lleva a cabo de forma continua durante 120 minutos o más antes de enrollar.

En la laminación en caliente, laminación en bruto rugosa y luego terminar rodando se pueden realizar. En este momento, el acabado de laminación puede llevarse a cabo preferiblemente de tal manera que la temperatura final (temperatura de laminación final) se convierte a partir de Ae3-30°C a Ae3+30°C. Si la temperatura de laminación final excede Ae3430°C, un grano de austenita después de la re cristalización puede crecer excesivamente, lo que hace difícil para causar la transformación de ferrita. Por otro lado, si la temperatura de laminado final es menos de Ae3-30°C, la re cristalización se puede retrasar de manera significativa y la anisotropía de la curva de alargamiento lateral puede llegar a ser grande. Con el fin de eliminar estas preocupaciones, el acabado de laminación puede llevarse a cabo preferiblemente de tal manera que la temperatura final se convierte a partir de Ae3-25°C a Ae3+25°C, más preferiblemente de Ae3-20°C a Ae3+20°C. Dicho sea de paso, Ae3 se puede determinar de acuerdo con la siguiente fórmula 2 : Ae3=937-477C+56Si-20 n-16Cu-15Ni-5Cr+38Mo+125V+136Ti-19Nb+198Al+3315B (fórmula 2) en la que el C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al y B representan el contenido (% en masa) de los elementos respectivos.

Además, en la laminación en acabado final, el total de los tiempos de paso a paso en 4 puestos finales (en el caso de un periodo de cuatro pasos conjuntamente con el tren de laminación, el total de los tiempos de tránsito entre los respectivos pasos (tres secciones) ) puede ser preferentemente de 3 segundos o menos. Si el tiempo total de paso-a-paso es superior a 3 segundos, se puede producir la re cristalización entre pasadas y puesto que la tensión no puede ser acumulada, la rapidez de re cristalización después de acabado de laminación puede ser reducida. Como resultado, la relación de intensidad al azar de rayos-X del plano {211} puede llegar a ser alta y la curva lateral de anisotropia puede ser aumentada.

Después de la laminación en caliente, el enfriamiento de la hoja de acero laminado se puede realizar en dos etapas. Estas operaciones de enfriamiento en dos etapas pueden ser referidas como un enfriamiento primario y un enfriamiento secundario, respectivamente.

En el enfriamiento primario, se especifica la velocidad de enfriamiento de la hoja de acero a ser de 50°C/s o más. Si la velocidad de enfriamiento en el enfriamiento primario es menos de 50°C/s, un grano de ferrita puede crecer grande y el sitio de nucleación de la cementita puede disminuir, como un resultado, la cementita puede crecer excesivamente, en su defecto en la obtención de un índice L de formación de huecos/conexión de 11.5 (1/µp?) o más. Con el fin de evitar más fiablemente el engrosamiento de la cementita, el límite inferior de la velocidad de enfriamiento puede ser preferiblemente de 60°C/s o más, más preferiblemente 70°C/s o más.

El límite superior de la velocidad de enfriamiento en el enfriamiento primario puede no ser particularmente especificado, pero el límite superior puede ser preferiblemente ajustado a 300°C/s o menos en el intervalo práctico.

El enfriamiento primario puede ser iniciado preferiblemente entre 1.0 segundos y 2.0 segundos después de la finalización de la laminación en caliente. Si el enfriamiento se inicia antes de que hayan transcurrido 1.0 segundo, la re cristalización no puede proceder suficientemente, como resultado, la relación de intensidad aleatoria puede llegar a ser grande y la anisotropía de la curva de alargamiento lateral puede ser aumentada. Por otro lado, si el enfriamiento se inicia después de que hayan transcurrido 2.0 segundos, el grano Y después de la re cristalización se pueden engrosar y por lo tanto, la resistencia puede ser apenas asegurada. Con el fin de lograr más indefectiblemente estos efectos, el limite inferior del tiempo transcurrido después del laminado en caliente para iniciar el enfriamiento primario puede ser preferiblemente 1.2 segundos, más preferiblemente de 1.3 segundos, y el limite superior del tiempo transcurrido puede ser preferiblemente 1.9 segundos, más preferentemente de 1.8 segundos.

La temperatura de parada de enfriamiento primario se especifica a ser 510°C a 700°C. Cuando el enfriamiento se detiene a una temperatura de más de 700°C, el crecimiento de grano de ferrita puede proceder y el sitio de nucleación de la cementita puede disminuir, como resultado, la cementita puede crecer excesivamente, en su defecto en la obtención del índice L de la formación de huecos/conexión de 11.5 (l/pm) o más. También, la suficiente elongación de la curvatura lateral no se puede obtener.

Para la fina formación de cementita o A, la temperatura detenida de enfriamiento primario puede ser preferiblemente tan baja como sea posible. Por esta razón, la temperatura detenida de enfriamiento primario puede ser preferiblemente de 650°C o menos, más preferiblemente 620°C o menos. La temperatura detenida puede ser aún más preferiblemente 600 °C o menos, porque la cementita más fina o MA se pueden obtener.

Por otro lado, si el enfriamiento se detiene a una temperatura de menos de 510°C, la transformación de la ferrita no puede proceder y puesto que el porcentaje en volumen de la bainita se puede aumentar, la ductilidad puede deteriorarse. Para la formación fina de cementita p MA, la temperatura detenida de enfriamiento primario puede ser preferiblemente tan baja como sea posible pero, en vista de la relación de transformación de la ferrita, la temperatura no puede ser demasiado bajo. Por esta razón, el limite inferior de la temperatura detenida de enfriamiento primario puede ser preferiblemente de 520°C, más preferiblemente 530°C. La temperatura detenida de enfriamiento primario puede ser aún más preferiblemente 550°C o más, y en este caso, la transformación de la ferrita, puede proceder y el efecto de enfriamiento de aire posterior puede ser obtenido fácilmente.

Entre el enfriamiento primario y el enfriamiento secundario, se lleva a cabo enfriamiento por aire de 2 a 5 segundos. Si el tiempo de enfriamiento de aire es menos de 2 segundos, la transformación de la ferrita no puede proceder suficientemente y el alargamiento adecuado puede no obtenerse. Por otro lado, si el tiempo de enfriamiento de aire excede 5 segundos, la perlita puede ser producida y la bainita no se puede obtener, lo que lleva a la disminución de la resistencia. Aquí, el enfriamiento de aire significa dejar reposar en el aire, los llamados enfriamiento por radiación, y la velocidad de enfriamiento puede ser aproximadamente de 4°C/s a 5°C/s.

A partir de entonces, se lleva a cabo un enfriamiento secundario. La velocidad de enfriamiento en el enfriamiento secundario se especifica a ser de 30°C/s o más. Si la velocidad de enfriamiento es menos de 30 °C/s, el crecimiento de la cementita se puede promover, y el índice L de la formación de huecos/conexión es de 11.5 (1/µ??) o más no puede ser obtenida. Con el fin de prevenir indefectiblemente el crecimiento de la cementita, la velocidad de enfriamiento puede ser preferiblemente de 40°C/s o más, más preferiblemente 50°C/s o más. El límite superior de la velocidad de enfriamiento en el enfriamiento secundario no se puede especificar particularmente, pero el límite superior puede ser preferiblemente ajustado a 300°C/s o menos en el intervalo práctico .

^Después del enfriamiento secundario, la hoja de acero puede ser enrollada en una forma de bobina. En consecuencia, la temperatura final de enfriamiento secundario puede ser casi la misma que la temperatura de inicio de enrollamiento. La temperatura de inicio de enrollamiento puede fijarse para que sea 500°C a 600°C. Si la temperatura de inicio de enrollamiento es superior a 600°C, la bainita puede faltar y la suficiente resistencia no se puede asegurar. Desde el punto de vista de la eliminación de estas preocupaciones, el límite superior de la temperatura de inicio de enrollamiento puede ser preferiblemente de 590°C, más preferiblemente 580°C.

Por otro lado, si la temperatura de inicio de enrollamiento es menor que 500°C, la bainita puede llegar a ser excesiva y no sólo la capacidad de expansión de orificio puede deteriorarse, sino también la capacidad de trabajo de operación de rebordeado puede ser empeorado.

Por otra parte, si la temperatura de inicio de enrollamiento es una temperatura baja de menos de 500°C, la producción de ferrita acicular puede ser fácilmente promovida. Como se describió anteriormente, la ferrita acicular puede ser probable para permitir la producción de huecos de trabajo hacia afuera a un punto de partida de una grieta, que puede conducir a un empeoramiento de la operación de rebordeado y la reducción en la ductilidad. Con el fin de eliminar estas preocupaciones, la temperatura de inicio de enrollamiento puede ser preferentemente de 510°C, más preferiblemente 520°C o más, y cuando la temperatura es 530°C o más, la producción de la ferrita acicular puede ser suprimida en gran medida.

La velocidad promedio de enfriamiento desde la temperatura de inicio de enrollamiento hasta llegar a 200°C puede ser 30°C/hr o más. Si este enfriamiento promedio tarde es menos de 30 °C/hr, la cementita puede crecer excesivamente, y un índice . L de formación de huecos/conexión de 11.5 (l/µp?) o más no puede ser obtenida. A su vez, no se puede obtener una adecuada curva de alargamiento lateral. Dicho sea de paso, el método para controlar la velocidad de enfriamiento puede no ser particularmente limitado. Por ejemplo, una bobina obtenida por enrollamiento puede ser enfriado directamente con agua. Además, como la masa de la bobina es más grande, la velocidad de enfriamiento puede ser menor, y por lo tanto, puede ser también posible para reducir la masa de la bobina y por lo tanto aumentar la velocidad de enfriamiento.

Mientras que la invención, se pude describir en detalle en las páginas anteriores, la presente invención no puede ser limitada a estas realizaciones. Cualquier forma de realización puede ser empleada sin limitación siempre que esta tenga las características técnicas de la presente invención.

Además, la línea de producción puede tener sus características propias y por lo tanto, en el método de producción, ajustes menores puede ser hecho en las características propias de la línea de producción basado en el método de producción antes descrito de modo que el índice L de la formación de huecos/conexión propuesta en la presente invención puede caer en el intervalo predeterminado (en la presente invención, 11.5 o más) .

EJEMPLOS Los ejemplos realizados por los presentes inventores pueden ser descritos a continuación. En estos ejemplos, las condiciones y similares pueden ser un ejemplo empleado para la verificación de la viabilidad y los efectos de la presente invención, y la presente invención no puede ser limitada a los mismos .

En primer lugar, una placa (Aceros A a R) se produce por colada un acero que tiene los componentes químicos que se muestran en la tabla 1. Posteriormente, la plancha fue laminada en caliente en las condiciones mostradas en la tabla 2 (La Tabla 2 incluye la tabla 2-1 y la tabla 2-2) para obtener una lámina de acero laminado en caliente (Ensayo N° 1 a 40) .

[Tabla 1] Tabla 1 Comp. : Ejemplo comparativo (en lo sucesivo) [Tabla 2-1] Tabla 2-1 [Tabla 2-1] Tabla 2-1 Se recogió una muestra de cada hoja de acero laminado en caliente, y la sección transversal del espesor de la hoja en la dirección de laminación, que se tomó como la superficie de observación, fue pulida y después se sometió a ataque químico por diversos reactivos para observar la estructura metálica, por lo cual las evaluaciones de MA, la cementita (carburo) y una inclusión fueron preformados . Los resultados obtenidos se muestran en la Tabla 3 (La Tabla 3 incluye, la Tabla 3-1 y la Tabla 3-2) .

La fracción de área de la ferrita y la fracción de área de la perlita se midieron mediante una micrografía óptica en la posición de 1/4 de espesor de la muestra de ataque químico por reactivo de Nital. La fracción de área (ÍHA) , diámetro promedio (DMA) y el número de densidad (???) de MA se midieron por análisis de imagen de una micrografía óptica a la magnificación de 500 veces en la 1/4 posición de espesor de la muestra de ataque químico por reactivo de LePera. En este momento, el campo visual de medición se establece en 40 000 µp\2 o más, y MA que tiene un área de 0.1 µ??2 o más fue tomada como el objeto de medición. La fracción de área de la estructura restante a excepción de la ferrita, la perlita y MA se utilizó como la fracción de área de la bainita.

La fracción de área (fe), el diámetro promedio (De) y el número de densidad (ne) de la cementita se midieron por análisis de imagen de una micrografía óptica a la magnificación de 1.000 * veces en la 1/4 posición de espesor de la muestra de ataque químico por reactivo de picral. El campo visual de medición se establece en 10 000 m2 o más, y la medición de dos o más campos visuales se realizó por una muestra. La cementita que tiene un área de 0.1 µp?2 o más se tomó como el objeto de medición .

La fracción de área (fi), el diámetro promedio (Di) y el número de densidad (ni) de una inclusión fueron medidos por análisis de partículas (método de búsqueda de partícula) en la región de 1.0 mm x 2.0 mm en la 1/4 posición de espesor de la sección transversal de espesor de la lámina en la dirección de laminación. En este momento, una inclusión que tiene un área de 0.05 µp?2 o más se tomó como el objeto de medición.

Dicho sea de paso, la MA y la cementita que tiene un área de 0.1 µ??2 o más fueron tomadas como el objeto de medición, porque, como se ha descrito anteriormente, la MA y la cementita más pequeño que no pueden afectar en gran medida la curva de alargamiento lateral. Por otro lado, una inclusión que tiene un área de 0.05 µ??2 o más se tomó como el objeto de medición, debido a una inclusión puede formar más fácilmente un hueco que la MA y la cementita y afectar a la curva de alargamiento lateral .

El índice de formación de huecos/conexión se calcula según la fórmula 1 y la fórmula 2.

[Tabla 3-1] Tabla 3-1: Estructura (Continuación) [Tabla 3-2] Tabla 3-2 (Continuación) Además, se evaluaron diversas características mecánicas. Los resultados obtenidos se muestran en la Tabla 4.

La resistencia a la tensión y alargamiento a la rotura se midieron de acuerdo con JIS Z 2241 mediante el uso de N° 5 la muestra de ensayo de la norma JIS Z 2201 recogido perpendicularmente a la dirección de laminado del centro en la dirección de anchura de la hoja.

El porcentaje de expansión de orificio se evaluó de acuerdo con el método de ensayo descrito en JFST 1001-1996 de JFS estándar mediante el uso de una muestra de ensayo de expansión orificio se recogió desde el centro en la dirección de anchura de la hoja.

La curva de alargamiento lateral se evaluó por el método descrito en Kokai N° 2009-145.138. En este método, una tira-como palanquilla de acero se recogió a partir de la hoja de acero laminada en caliente en dos direcciones, es decir, la dirección de laminado y una dirección (dirección de la anchura de la hoja) perpendicular a la dirección de laminación, y líneas de marcado fueron dibujados en un superficie de la palanquilla de acero.

Posteriormente, la parte de borde a lo ancho en la parte central longitudinal de la palanquilla de acero se troquel en una forma semicircular, y la cara de extremo perforada se sometió a tensión de flexión para generar una penetración de grieta en el espesor de la hoja. Se midió la cantidad de tensión hasta la generación de la grieta sobre la base de las líneas de marcado previamente dibujadas.

[Tabla 4] [Tabla 4 continuación] [Tabla 4 continuación] [Tabla 4 continuación] [Tabla 4 continuación] [Tabla 4 continuación] Como se observa en las tablas 3 y 4, en las pruebas en las que se cumplían los requisitos de la presente invención, toda la fuerza de tensión, la elongación, el orificio de expansión y curva .de elongación lateral fueron excelentes. Sin embargo, en el Ensayo N°. 8, 12 y 18, la anisotropía de la curva de alargamiento lateral se confirmó debido a la ligera diferencia en las condiciones de producción.

Por otro lado, en el Ensayo No. 1, en donde el contenido de C fue inferior que el intervalo de la presente invención, una fuerza de tensión de 540 Pa o más, no se obtuvo.

En el Ensayo N°. 2, en donde el contenido de C excede el intervalo de la presente invención, la fracción de área de bainita se convirtió en más alto que el intervalo de la presente invención, y la ductilidad y el porcentaje de la expansión del orificio fueron bajos.

En el Ensayo N°. 3, en donde el contenido de Si es inferior al intervalo de la presente invención, la cementita se produce en exceso, y el índice L de la formación de huecos/conexión se convirtió en mas bajo que el intervalo de la presente invención. Por lo tanto, a pesar de un porcentaje de expansión orificio alto, no se obtuvo una curva de alargamiento lateral de 70% o más.

En el Ensayo N° . 4 en donde estaba el contenido de Si mayor que el intervalo de la presente invención, la capacidad de expansión de orificio de 110% o más no se obtuvo.

En el Ensayo N°. 5, en donde el contenido de Mn era menor que el intervalo de la presente invención, la bainita se produjo poco, y una fuerza de resistencia de 540 MPa o más no se obtuvo.

En el Ensayo N°. 6, en donde el contenido de Mn era mayor que el intervalo de la presente invención, una segunda fase dura se produce en exceso, y un alargamiento de 30% o más no se obtuvo. Eso es, la ductilidad fue baja.

En el Ensayo N° . 7, en donde la temperatura de recalentamiento de la placa fue menor que el intervalo de la presente invención, el índice L de la formación de huecos/conexión se . hizo más pequeño que el intervalo de la presente invención, y una curva de alargamiento lateral de 70% o más no se hayan obtenido.

En el Ensayo N°. 16, en donde la velocidad de enfriamiento de enfriamiento secundario fue menor que el intervalo de la presente invención, se produjo cementita gruesa, el índice L de la formación de huecos/conexión se hizo más pequeño que el intervalo de la presente invención, y una curva de alargamiento lateral de 70% o más no se obtuvo.

En el Ensayo N°. 17, en donde el tiempo de recalentamiento de la placa era más corto que el intervalo de la presente invención, el índice L de la formación de huecos/conexión se hizo más pequeño que el intervalo de la presente invención, y una curva de alargamiento lateral de 70% o más no se obtuvieron.

En el Ensayo N° . 19 en donde la temperatura final de acabado de laminación era más alta que el intervalo de la presente invención, la transformación de la ferrita se retrasa en gran medida, y el alargamiento fue bajo. Esto es, la ductilidad fue baja.

En el Ensayo N°. 20, 46 y 48, en donde la velocidad de enfriamiento del enfriamiento primario fue menor que el intervalo de la presente invención, se produjo un carburo grueso, el índice L de la formación de huecos/conexión se hizo más pequeño que el intervalo de la presente invención, y no se obtuvo una curva de alargamiento lateral de 70% o más.

En el Ensayo N°. 21, en donde la temperatura de enfriamiento primario se detuvo fue menor que el intervalo de la presente invención, la transformación de la ferrita no procedió, y el alargamiento fue bajo. Esto es, la ductilidad se empeoró .

En el Ensayo N° . 22, en donde la temperatura de enfriamiento primario era se detuvo fue mayor que el intervalo de la presente invención, una segunda fase creció excesivamente, y la curva de alargamiento lateral se redujo.

En el Ensayo N°. 23, en donde el tiempo de enfriamiento al aire fue más corto que el intervalo de la presente invención, la transformación de la ferrita no procedió, y el alargamiento fue bajo. Esto es, la ductilidad se empeoró.

En el Ensayo N°. 24, en donde el tiempo de enfriamiento al aire fue más largo que el intervalo de la presente invención, se produce la perlita, y la bainita no se obtiene, como resultado, la fuerza de resistencia se redujo.

En el Ensayo N°. 25, en donde la temperatura de bobinado fue menor que el intervalo de la presente invención, se convirtió en bainita excesiva, y la ductilidad fue baja. En el Ensayo N°. 26, en donde la temperatura de bobinado fue mayor que el intervalo de la presente invención, una fuerza de resistencia de 540 Pa o más, no se obtuvo. Además, un carburo creció excesivamente, y la curva de alargamiento lateral fue baj a .

En el Ensayo N° . 27, 47 y 49, en donde la velocidad de enfriamiento después de bobinado fue menor que el intervalo de la presente invención, la cementita se engrosó, el índice L de la formación de huecos/conexión se hizo más pequeño que el intervalo de la presente invención, y una curva de alargamiento lateral de 70% o más no se obtuvo.

La Figura 1- muestra los resultados, en los que de los resultados de medición obtenidos en estos ensayos, la resistencia a la tensión fue de 540 MPa o más y, al mismo tiempo, el porcentaje de expansión de orificio fue de 110% o más .

La presente invención se ha descrito en detalle en las páginas anteriores. No hace falta decir, la aplicación de la presente invención no puede ser limitada a las realizaciones ilustradas en la descripción de la presente invención.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL De acuerdo con la presente invención, en lo que se refiere a un acero de alta resistencia no inferior a una clase de 540 MPa, una hoja de acero con una excelente capacidad de conformado de prensa, que es fácil de trabajar y tiene no sólo la capacidad de expansión de orificio, pero también la capacidad de trabajo de operación de rebordeado, se puede producir.

En consecuencia, la presente invención se puede utilizar no sólo en la industria del hierro y el acero, sino también en una amplia gama de industrias tales como la industria del automóvil utilizando una hoja de acero.

Claims (8)

REIVINDICACIONES

1. Una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa, caracterizado en que comprende, en % en masa, C: 0.03% al 0.10%, Si: 0.5% a 1.5%, Mn: 0.5% a 2.0%, y con el balance o resto de Fe e impurezas inevitables, como impurezas, P: limitada a 0.05% o menos, S: limitada a 0.01% o menos, Al: limitada a 0.30% o menos, N: limitada a 0.01% o menos, en el que en la estructura metálica de dicha lámina de acero, la fracción de área de la ferrita es 70% o más, la fracción de área de la bainita es 30% o menos, la fracción de área de una o ambas de la martensita y austenita retenida es 2% o menos , y con respecto a los respectivos intervalos promedio, los diámetros promedios y número de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de la martensita y la austenita retenida, un índice L de la formación de huecos/conexión definida por la fórmula 1 es 11.5 o más: (Formula 1) ?T, m y ???: número de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es piezas/µ??2; De, Di y DMA: diámetros promedios de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de la martensita y austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µp?; y Le, Li y LM¾: los intervalos promedio de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µp?.

2. La hoja de acero laminada en caliente con una excelente conformabilidad de prensa como se establece en la reivindicación 1, caracterizado en que dicha hoja de acero comprende, además, uno o más de, en % en masa, Nb: 0.08% o menos, Ti: 0.2% o menos, V: 0.2% o menos, W: 0.5% o menos, Mo: 0.4% o menos, Cu: 1.2% o menos, Ni : 0.6% o menos, Cr : 1.0% o menos, B: 0.005% o menos, Ca: 0.01% o menos, y REM: 0.01% o menos.

3. La hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa como se establece en la reivindicación 1 o 2, caracterizado en que en dicha lámina de acero, las proporciones de intensidad al azar de rayos-X del plano paralelo (211) a una superficie de la hoja de acero en la posición de espesor 1/2, la posición de espesor de 1/4 y la posición de espesor de 1/8 en la dirección del espesor de la superficie son 1.5 o menos, 1.3 o menos, y 1.1 o menos, respectivamente .

4. Un método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformado de prensa, caracterizado en que comprende: una etapa de someter una placa hecha de un acero que comprende, en % en masa, C 0.03% al 0.10%, Si: 0.5% a 1.5%, n: 0.5% a 2.0%, y el balance de Fe e impurezas inevitables, como impurezas, P: limitada a 0.05% o menos, S: limitada a 0.01% o menos, Al: limitada a 0.30% o menos, N: limitada a 0.01% o menos, recalentar la placa a una temperatura de 1,150°C o más y manteniendo la placa durante 120 minutos o más, a partir de entonces realizar la laminación áspera de la placa, un paso de acabado de la realización de laminación final de tal manera que la temperatura final se convierte en Ae3-30°C y Ae3+30°C, un paso para realizar el enfriamiento primario a una temperatura entre 510°C y 700°C a una velocidad de enfriamiento de 50°C/s o más, una etapa de realización de enfriamiento por aire de 2 a 5 segundos, una etapa de realización de enfriamiento secundario a una velocidad de enfriamiento de 30 °C/s o más, una etapa de realización de bobinado a una temperatura de 500 °C a 600°C, y una etapa de la realización de enfriamiento a 200°C o menos a una velocidad promedio de enfriamiento de 30°C/hr., o más para obtener una lámina de acero, en el que: Ae3=937-477C+56Si-20Mn-16Cu-15Ni-5Cr+38Mo+125V+136Ti- 19Nb+198Al+ 3315B (fórmula 2) en donde C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Nb, Al y B representan el contenido de los elementos respectivos, y la unidad es % en masa.

5. El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa como la fuerza establecida en la reivindicación 4, caracterizado en que el tiempo total del paso a paso de 4 puestos finales de dicho acabado de laminación es de 3 segundos o menos.

6. El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente capacidad de conformación de prensa como como se establece en la reivindicación 4 o 5, caracterizado en que dicha placa comprende además una o más de, en % en masa, Nb: 0.08% o menos, Ti: 0.2% o menos, V: 0.2% o menos, W: 0.5% o menos, Mo: 0.4% o menos, Cu: 1.2% o menos, Ni : 0.6% o menos, Cr : 1.0% o menos , B: 0.005% o menos, Ca: 0.01% o menos, y REM: 0.01% o menos.

7. El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad de prensa como como se establece en la reivindicación 4 o 5, caracterizado en que con respecto a los respectivos intervalos promedio, los diámetros promedios y numero de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de la martensita y la austenita retenida en la estructura metálica de dicha lámina de acero, el índice L de la formación de huecos/conexión definida por la fórmula 1 es 11,5 o más: (Formula 1) ne, ni y NMA: el número densidades de una cementita, una inclusión y una o ambas de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es piezas/µ??2; De, Di y D A: los diámetros promedios de una cementita, una inclusión y una o ambas de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es µp?; y Le, Li y LMA: los intervalos promedio de una cementita, una inclusión y uno o ambos de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es µp?

8. El método para producir una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad de prensa como como se establece en la reivindicación 6, caracterizado en que con respecto a los respectivos intervalos promedio, los diámetros promedios y el número de densidades de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de la martensita y la austenita retenida en la estructura metálica de dicha lámina de acero, el índice L de la formación de huecos/conexión definida por la fórmula 1 es 11.5 o más: (Formula 1) ??, ni y NMA: el número densidades de una cementita, una inclusión y una o ambas de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es piezas/pm2; De, Di y DMA: los diámetros promedios de una cementita, una inclusión y, o bien uno o ambos de una martensita y una austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras ym; y Le, Li y LMA: los xntervalos promedio de una cementita, una inclusión y una o ambas de la martensita y la austenita retenida, respectivamente, y la unidad es mieras µp?. RESUMEN DE LA INVENCIÓN El problema de la presente invención es proporcionar una hoja de acero laminado en caliente con una excelente conformabilidad de prensa y método para producir la hoja de acero, en el que la hoja de acero tiene no sólo una capacidad de expansión de orificio, sino también una capacidad de operación de rebordeado por no evaluar la capacidad de expansión de orificio para la capacidad de trabajo de operación de rebordeado, pero como un fenómeno convencional real de la curva de alargamiento lateral. Para resolver el problema, se confirma que la hoja de acero son excelentes en la expandibilidad de orificio y la capacidad de trabajo de la operación de rebordeado, en el que la hoja de acero con un cierto contenido de C, Si y Mn se caracteriza en que, en una estructura metálica de dicha lámina de acero, la fracción de área de la ferrita es 70% o más, la fracción de área de la bainita es de 30% o menos, la fracción de área de una o ambas de la martensita y la austenita retenida es de 2% o menos, y con respecto a los intervalos promedios respectivos (LQ , Li y LMA) , los diámetros promedios (DG, Di y DMA) y el número de densidades de una cementita, una inclusión y ya sea uno o ambos de la martensita y la austenita retenida (??, ni y NMA) , un índice L de la formación de huecos/conexión definido por la fórmula 1 es 11.5 o más: n^L D^lAn^lD^n^ D^ Formula (1) 1 =