MX2014008124A - Lamina de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma. - Google Patents

Lamina de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma.

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Hiroshi Shuto
Nobuhiro Fujita
Yuuki KANZAWA
Ryohta NIIYA
Shinya Saitoh
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Abstract

Se provee una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que tiene tenacidad a baja temperatura confiable así como rebordeado por estirado excepcional debido al control que se ha mantenido sobre las fracciones estructurales y diferencia en dureza entre las estructuras, y un método para producir la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia. Una lámina de acero laminada en caliente caracterizada porque contiene 0.01 a 0.2% de C, 0.001 a 2.5% de Si, o menos de Si, 0.10 a 4.0% o menos de Mn, 0.10% o menos de P, menos de 0.030% de S, 0.001 a 2.0% de Al, menos de 0.01% de N, (0.005 + 48/14[N] + 48/32[S]) a 0.3% inclusive de Ti, 0 a 0.06% de Nb, 0 a 1.2% de Cu, 0 a 0.6% de Ni, 0 a 1% de Mo, 0 a 0.2% de V, 0 a 2% de Cr, 0 a 0.01%de Mg, 0 a 0.01% de Ca, 0 a 0.1% de REM, y 0 a 0.002% de B; que tiene una estructura de agregado en la cual una relación de intensidad aleatoria de rayos X media para el grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> de la superficie de la lámina es de 6.5 o menos, y la relación de intensidad aleatoria de rayos X media para la orientación de cristal {332}<113> es 5.0 o menos en un centro de espesor de lámina situado 3/8 a 5/8 de la distancia de la superficie de la lámina de acero en la dirección del espesor; y que tiene una microestructura en la cual el área de superficie total de martensita revenida, martensita y bainita excede 85%, y el tamaño de grano de cristal medio es 12.0 µm o menos.

Description

LÁMINA DE ACERO LAMINADA EN CALIENTE Y MÉTODO DE FABRICACIÓN DE LA MISMA Campo técnico La presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en caliente y un método de fabricación de la misma. De manera más especifica, la presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia excelente en rebordeado por estirado y tenacidad a baja temperatura, y un método de fabricación de la. misma.
Antecedentes de la invención Con el fin de suprimir la emisión de dióxido de carbono gaseoso de un automóvil, la reducción del peso de una carrocería de automóvil es promovida usando una lámina de acero de alta resistencia. Además, con el fin de garantizar la seguridad de los pasajeros, se ha usado ampliamente la lámina de acero de alta resistencia, además de una lámina de acero suave, para la carrocería de automóviles. Además, con el fin de promover la reducción del peso de la carrocería de automóviles en el futuro, es necesario incrementar el nivel de resistencia de la lámina de acero de alta resistencia más que antes, pero el incremento o resistencia de la lámina de acero está generalmente acompañada por el deterioro de propiedades de materiales tales como formabilidad (trabaj abilidad) . Por lo tanto, cómo se puede aumentar la resistencia sin deteriorar las propiedades del material es importante en el desarrollo de la lámina de acero de alta resistencia. Particularmente, una lámina de acero usada como un material de miembros de automóvil tales como un miembro de lámina interno, un miembro de estructura y un miembro de carrocería inferior se requiere que tenga trabaj abilidad de rebordeado por estirado, trabajabilidad de rebabas, ductilidad, durabilidad de fatiga, resistencia al impacto, resistencia a la corrosión, etc., de acuerdo con su uso. Es importante cómo estas propiedades de materiales y propiedad de alta resistencia son garantizadas de una manera dimensional alta y bien equilibrada.
Además, la lámina de acero usada como el material de esos miembros necesita ser mejorada también en tenacidad a baja temperatura para que sea resistente a destrucción aun cuando sea sometida a impacto causado por colisión o similar después de que es fijada al automóvil como miembros después del moldeo, particularmente para asegurar la resistencia al impacto en un distrito frío. Esta tenacidad a baja temperatura es definida por vTrs (temperatura de transición de apariencia de fractura de Charpy) o similar. Por esta razón, también es necesario considerar la resistencia al impacto misma de la lámina de acero anteriormente descrita.
Es decir, se requiere que la lámina de acero usada como el material de partes que incluyen los miembros anteriormente descritos tenga la tenacidad a baja temperatura como una característica muy importante, además de excelente trabajabilidad.
En cuanto al método de mejora de la tenacidad a baja temperatura en lámina de acero de alta resistencia, sus métodos de fabricación se describen, por ejemplo, en los documentos de patente 1, 2, en los cuales la tenacidad a baja temperatura es mejorada por un método que incluye una fase de martensita ajustada en una relación de aspecto como la fase principal (Documento de Patente 1), y un método de precipitación fina de carburo en ferrita que tiene un diámetro de grano promedio de 5 a 10 µp? (Documento de Patente 2) .
Sin embargo, en los documentos de patente 1 y 2, no se menciona nada acerca del rebordeado por estirado y la formación pobre puede ser causada cuando se aplica la lámina de acero a un miembro que ha de ser sometido a eliminación de rebabas. Además, también en un campo de tubería de acero y un campo de placa gruesa, hay conocimiento acerca de la mejora de la tenacidad a baja temperatura pero la formabilidad tan alta como la de una placa delgada no es requerida, y hay preocupación similar.
En cuanto al método de mejora del rebordeado por estirado en la lámina de acero de alta resistencia, un método de control de estructura de metal de una lámina de acero para mejorar la ductilidad local también se describe, y que el control de inclusiones, haciendo una sola estructura, y reducción de la diferencia de dureza entre las estructuras son efectivas para la capacidad de doblez y el rebordeado por estirado se describe en el Documento que no es Patente 1. Además, una técnica de mejorar la resistencia, la ductilidad y el rebordeado por estirado al controlar la temperatura de acabado de laminado en caliente, y la relación de reducción y el intervalo de temperatura del laminado de acabado, para promover la recristalización de austenita, suprimiendo el desarrollo de una textura laminada, y distribución aleatoria de las orientaciones de cristales se describe en el Documento que no es Patente 2.
Es concebible poder mejorar el rebordeado por estirado al uniformar la estructura de metal y la textura laminada de los Documentos que no son Patente 1, 2 en los cuales, sin embargo, no se hace consideración para compatibilidad entre la tenacidad a baja temperatura y el rebordeado por estirado.
Para compatibilidad entre el rebordeado por estirado y la tenacidad a baja temperatura se menciona en el Documento de Patente 3 que describe una tecnología de dispersar cantidades apropiadas de austenita retenida y bainita en una fase de ferrita con dureza y diámetro de grano controladas. Sin embargo, es una estructura que contiene ferrita blanda a 50% o más y por lo tanto es difícil responder a la demanda de resistencia más alta en años recientes .
Documento de la técnica anterior Documento de patente Documento de Patente 1: Publicación de patente japonesa abierta al público No. 2011-52321 Documento de Patente 2: Publicación de patente japonesa abierta al público No. 2011-17044 Documento de Patente 3: Publicación de patente japonesa abierta al público No. H7-252592 Documento que no es patente Documento que no es patente 1: K. Sugimoto et al, "ISIJ International" (2000) vol. 40, p. 920 Documento que no es patente 2: Kishida, "Shinnittetsu giho" (1999) No. 371, p. 13 Descripción de la invención Problemas que han de ser resueltos por la invención La presente invención se ha contemplado en consideración de los problemas anteriormente descritos y su objeto es proveer una lámina de acero laminada en caliente, en particular, una lámina de acero laminada en caliente que tiene una alta resistencia y que es excelente en rebordeado por estirado y tenacidad a baja temperatura, y un método de fabricación capaz de fabricar establemente la lámina de acero .
Medios para resolver los problemas Los inventores de la presente tuvieron éxito en fabricar una lámina de acero excelente en rebordeado por estirado y tenacidad a baja temperatura al optimizar la composición química y condiciones de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia y controlar una textura y una microestructura de la lámina de acero. La esencia de la misma es como sigue. (1) Una lámina de acero laminada en caliente que incluye : una composición química que incluye: en % en masa, C: 0.01 a 0.2%; Si: 0.001 a 2.5%; n : 0.10 a 4.0%; P: 0.10% o menos; S : 0.030% o menos; Al: 0.001 a 2.0%; N: 0.01% o menos; Ti: (0.005 + 48/14[N] + 48/32[S])% = Ti = 0.3%; Nb: 0 a 0.06%; Cu: 0 a 1.2%; Ni: O a 0.6%; Mo: 0 a 1%; V: 0 a 0.2%; Cr: 0 a 2%; Mg: de 0 a 0.011; Ca: de 0 a 0.01%; REM : 0 a 0.1%; y B: 0 a 0.002%, el resto estando compuesto de Fe e impurezas; una textura en la cual, en una porción central de un espesor de lámina que es una porción de lámina de acero seccionada en una posición de espesor de 3/8 y una posición de espesor de 5/8 de la lámina de acero desde una superficie de la lámina de acero, un valor promedio de relaciones de intensidad aleatorias de rayos X de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> de un plano de lámina es de 6.5 o menos y una relación de intensidad aleatoria de rayos X de una orientación de cristal {332}<113> es 5.0 o menos; y una microestructura en la cual una relación de área total de una martensita revenida, martensita y bainita inferior es más de 85%, y un diámetro de grano de cristal promedio es 12.0 µ? o menos. (2) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (1), en donde la composición química contiene uno o dos o más seleccionados del grupo que consiste de: en % en masa, Nb: 0.005 0.06%; Cu: 0.02 a 1.2%; Ni: 0.01 a 0.6%; Mo: 0.01 a 1%; V: 0.01 a 0.2%; y Cr : 0.01 a 2% . (3) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (1) o (2), en donde la composición química contiene uno o dos o más seleccionados de un grupo que consiste de: en % en masa, Mg: 0.0005 a 0.01%, Ca : 0.0005 a 0.01%, y REM: 0.0005 a 0.1%. (4) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (3), en donde la composición química contiene, en % en masa, B: 0.0002 a 0.002%. (5) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (4), incluyendo la microestructura en la cual se supone que un valor promedio de dureza es E (HV0.01) y una desviación estándar es a (HV0.01) cuando se mide la dureza de Vickers a 100 puntos o más con una carga de 0.098 N, s (HV0.01)/E (HV0.01) es 0.08 o menos. (6) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (5), que incluye las propiedades mecánicas de que un valor de r (rC) en una dirección perpendicular a una dirección de laminado es 0.70 o más, y un valor de r (r30) en una dirección 30° de la dirección de laminado es 1.10 o menos. (7) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (6), que incluye las propiedades mecánicas de que un valor de r (rL) en una dirección de laminado es 0.70 o más y un valor de r (r60) en una dirección 60° de la dirección de laminado es 1.10 o menos . (8) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (7), que incluye una capa de enchapado provista sobre la superficie de la lámina de acero . (9) Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente al realizar secuencialmente laminado en caliente en bruto, laminado en caliente de acabado, laminado primario y laminado secundario sobre una placa que incluye una composición química de conformidad con cualquiera de (1) a (7), y devanar una placa resultante en la lámina de acero laminada en caliente, en donde: el laminado en caliente de acabado es laminado en caliente en el cual con respecto a una temperatura TI definida en una siguiente expresión (1), una relación de reducción máxima por pasada en una primera región de temperatura de (TI + 30) °C o superior y (TI + 200) °C o inferior es 30% o más, una relación de reducción total en la primera región de temperatura es 50% o más, una relación de reducción total en una segunda región de temperatura de T1°C o superior e inferior a (TI + 30) °C es 0 a 30%, y el laminado es completado en la primera región de temperatura o la segunda región de temperatura; el enfriamiento primario es enfriamiento con agua que satisface una siguiente expresión (2) y logra una cantidad de enfriamiento de 40°C o superior y 140°C o inferior; el enfriamiento secundario es enfriamiento con agua que se inicia dentro de tres segundos después del enfriamiento primario y realiza enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 30°C/seg o superior; y el devanado es para devanar la placa a una temperatura CT que satisface una siguiente expresión (3), TI (°C) = 850 + 10X(C + N) XMn + 350XNb + 250XTÍ + 40XB + lOXCr + lOOX o + 100XV ...(1) 1 = t/tl = 2.5 ...(2) CT(°C) = máx [Ms, 350] ...(3) ti = 0.001 X { (Tf - T1)XP1/100}2 - 0.109X { (Tf -TI) XPl/100} + 3.1 ...(4) Ms(°C) = 561 - 474 XC-33XMn-17XNi-21XMo ...(5) en donde en la expresión (1) y la expresión (5), un símbolo de cada elemento es un contenido (% en masa) del elemento en el acero, en la expresión (2) , t es un período de tiempo (seg) desde una reducción final en una reducción en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura hasta el inicio del enfriamiento primario, y ti es un período de tiempo (seg) decidido por la expresión anterior (4), en la expresión (3) , máx [ ] es una función de retorno de un valor máximo entre argumentos, y Ms es una temperatura decidida por la expresión anterior (5), y en la expresión (4) , Tf y Pl son una temperatura de lámina de acero y una relación de reducción (%) en la reducción final en la reducción en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura, respectivamente. (10) El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (9) , en donde el laminado en caliente en bruto logra una relación de reducción máxima por pasada en una región de temperatura de 1000°C o superior y 1200°C o inferior de 40% o más, y un diámetro de grano promedio de austenita de 200 µ?? o menos. (11) El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (9) o (10), en donde una generación de calor máxima debida a una deformación plástica en una región de temperatura de (TI + 30) °C o superior y (TI + 150) °C o inferior del laminado en caliente de acabado es 18°C o inferior. (12) Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente que incluye: realizar un tratamiento de enchapado sobre la superficie de la lámina de acero laminada en caliente obtenida por el método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (9) a (11) .
Efecto de la invención De conformidad con la presente invención, es posible proveer una lámina de acero laminada en caliente, en particular, una lámina de acero de alta resistencia excelente en rebordeado por estirado y tenacidad a baja temperatura. El uso de la lámina de acero hace posible trabajar fácilmente la lámina de acero de alta resistencia y soportar el uso en distritos fríos severos, proveyendo así contribución industrial significativa.
Modo de llevar a cabo la invención En lo sucesivo, se explicará en detalle el contenido de la presente invención.
Incluyendo una textura en la cual, en una porción central de un espesor de lámina que es una porción de lámina de acero seccionada a una posición de espesor de 3/8 y una posición de espesor de 5/8 del espesor de lámina desde una superficie de la lámina de acero, un valor promedio de relaciones de intensidad aleatoria de rayos X de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> de un plano de lámina es 6.5 o menos y una relación de intensidad aleatoria de rayos X de una orientación de cristal {332}<113> es 5.0 o menos.
Las definiciones de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X son particularmente importantes en la presente invención.
La difracción de rayos X del plano de lámina se realiza en la porción central del espesor de lámina que es la porción de lámina de acero seccionada en la posición de espesor de 3/8 y la posición de espesor de 5/8 del espesor de lámina desde la superficie de la lámina de acero, y el valor promedio de relaciones de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110>, cuando las relaciones de intensidad de orientaciones de una muestra estándar (muestra aleatoria) que no tiene orientación de cristal especifica pero tiene orientación de cristal aleatorias se obtienen, se fijan a 6.5 o menos, haciendo asi posible asegurar rebordeado por estirado excelente que satisface una relación de expansión de agujero = 140% y una resistencia a la tensión X relación de expansión de agujero = 100000 MPa · % en un material de una resistencia de nivel de 590 MPa, una relación de expansión de agujero = 90% y una resistencia a la tensión X relación de expansión de agujero = 70000 MPa · % en un material de resistencia de nivel de 780 MPa y una relación de expansión de agujero = 40% y una resistencia a la tensión X relación de expansión de agujero = 50000 MPa · % en un material de una resistencia de un nivel de 980 MPa o más. Cabe notar que el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatorias de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> del plano de lámina es preferiblemente 4.0 o menos.
Cuando el valor promedio de la relación de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> es más de 6.5, la anisotropia de las propiedades mecánicas de la lámina de acero incrementa en forma extrema, por lo que el rebordeado por estirado en una dirección especifica mejora pero el rebordeado por estirado en direcciones diferentes de la misma disminuye significativamente, lo que da por resultado dificultad para obtener propiedades mecánicas que satisfagan la capacidad de expansión de agujero antes mencionada. Por otra parte, cuando el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatorias de rayos X del grupo de orientaciones { 100 }<011> a {223}<110> del plano de lámina se hace menor de 0.5, que es difícil de lograr en un proceso de laminado en caliente continuo general actual, el deterioro de la capacidad de expansión de agujero es una preocupación. Por consiguiente, es preferible fijar el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> del plano de lámina a 0.5 o más .
Aquí, el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> del plano de lámina se obtiene promediando aritméticamente las relaciones de intensidad aleatorias de rayos X de las orientaciones {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110>.
Las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X de las orientaciones se miden usando un aparato para difracción de rayos X, EBSD (Difracción por Retrodispersión de Electrones) o similar. Sólo es necesario obtener de una textura tridimensional calculada por un método de vectores sobre la base de una figura de polo {110}, o a partir de la textura tridimensional calculada por un método de expansión en serie usando una pluralidad (preferiblemente tres o más) de las figuras de polo entre las figuras de polo {110}, {100}, {211}, {310}.
Por ejemplo, relación de intensidad aleatoria de rayos X de cada una de las orientaciones de cristal anteriormente descritas en el último método, cada una de las intensidades de (001) [1-1 0] (116) [1-1 0], (114) [1-1 0], (113) [1-1 0], (112) [1-1 0], (335) [1-1 0], (223) [1-1 0] a un f2 = 45° en sección transversal en la textura tridimensional se puede usar como tal. (1 con una barra superior que indica "menos 1" se expresa con "- 1") Como se describió antes, el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> del plano de lámina significa el promedio aritmético de las relaciones de intensidad aleatorias de rayos X de las orientaciones anteriormente descritas, y puede ser reemplazado por el promedio aritmético de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X de las orientaciones {100}<011>, { 116 } <110> , {114}<110>, {112}<110> y {223}<110> cuando es imposible obtener las radiografías ratios de intensidad aleatorias de todas las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X de todas las orientaciones anteriormente descritas.
Además, por la misma razón, cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X de la orientación de cristal {332}<113> del plano de lámina es 5.0 o menos (deseablemente 3.0 o menos) en la porción central del espesor de lámina que es la porción de lámina de acero seccionada en la posición de espesor de 3/8 y la posición de espesor 5/8 del espesor de lámina desde la superficie de la lámina de acero, se satisface la relación de resistencia a la tensión X expansión de agujero = 50000 que se requiere para trabajar una parte de carrocería inferior que ha de ser requerida inmediatamente. Además, la relación de intensidad aleatoria de rayos X anteriormente descrita de la orientación de cristal {332}<113> es preferible 3.0 o menos.
Cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X anteriormente descrita de la orientación de cristal { 332}<113> es más de 5.0, la anisotropia de las propiedades mecánicas de la lámina de acero incrementa en forma extrema, por lo que el rebordeado por estirado en una dirección especifica mejora pero el rebordeado por estirado en direcciones diferentes de la misma disminuye significativamente para reducir la relación de expansión del agujero. Por otra parte, cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X anteriormente descrita de la orientación de cristal {332}<113> se hace menos de 0.5, que es difícil de lograr en el proceso de laminado en caliente continuo general actual, el deterioro de la expansión de agujero es una preocupación. Por consiguiente, es preferible fijar la relación de intensidad aleatoria de rayos X anteriormente descrita de la orientación de cristal {332}<113> a 0.5 o más.
La razón por la cual la relación de intensidad aleatoria de rayos X anteriormente descrita de la orientación de cristal es importante para mejorar la capacidad de expansión de agujero no es exactamente clara, pero se supone que está relacionada con el comportamiento de deslizamiento de cristal en el trabajo de expansión de agujero.
Con respecto a la muestra que ha de ser sometida a la difracción de rayos X, sólo es necesario reducir la lámina de acero en espesor a un espesor de lámina predeterminada desde la superficie mediante pulimentado mecánico o similar, después remover su deformación mediante pulimentado químico, pulimentado electrolítico o similar, y al mismo tiempo, ajusfar la muestra de acuerdo con el método anteriormente descrito de modo que un plano apropiado en el intervalo de 3/8 a 5/8 del espesor de la lámina se vuelva un plano de medición, y después se realice la medición.
Como algo natural, la limitación de la intensidad de rayos X anteriormente descrita se satisface no sólo en la vecindad de 1/2 del espesor de la lámina, sino también en tanto espesor como sea posible, por lo que la capacidad de expansión de agujero es mejorada adicionalmente . Sin embargo, la porción central del espesor de lámina que es la porción de lámina de acero seccionada en la posición de espesor de 3/8 y la posición de espesor de 5/8 del espesor de lámina desde la superficie de la lámina de acero se mide para hacer así posible representar generalmente las propiedades de material de la lámina de acero en su totalidad, y por lo tanto es definida .
De manera incidental, una orientación de cristal representada por {hkl}<uvw> significa que la dirección normal al plano de lámina es paralelo a <hkl> y la dirección de laminado es paralela a <uvw>.
Un valor de r (rC) en una dirección perpendicular a la dirección de laminado es 0.70 o más, y un valor de r (r30) en una dirección 30° desde la dirección de laminado es 1.10 o menos.
El satisfacer las propiedades mecánicas siguientes, además de la textura anteriormente descrita, hace posible asegurar más rebordeado por estirado excelente. Por consiguiente, es preferible satisfacer las siguientes propiedades mecánicas.
El valor de r (rC) en la dirección perpendicular a la dirección de laminado: ¦El rC es preferiblemente 0.70 o más. Cabe notar que el limite superior del valor de r no se fija en particular, pero el valor de rC fijado a 1.10 o menos es preferible porque se puede obtener más capacidad de expansión de agujero excelente .
El valor de r (r30) en la dirección 30° desde la dirección de laminado: El r30 es preferiblemente 1.10 o menos. Cabe notar que el limite inferior del valor de r en la dirección no es fijada en particular, pero el r30 fijado a 0.70 o más es preferible porque se puede obtener más capacidad de expansión del agujero excelente.
Un valor de r (rL) en la dirección de laminado es 0.70 o más y un valor de r (r60) en una dirección 60° desde la dirección de laminado es 1.10 o menos.
El satisfacer las propiedades mecánicas siguientes, además de la textura anteriormente descrita, hace posible asegurar más rebordeado por estirado excelente. Por consiguiente, es preferible satisfacer las siguientes propiedades mecánicas.
El valor de r (rL) en la dirección de laminado: El rL es preferiblemente 0.70 o más. Cabe notar que el limite superior del valor de rL no es fijado en particular, sino que el rL fijado a 1.10 o menos es preferible porque se puede obtener más capacidad de expansión de .agujero excelente.
El valor de r (r60) en la dirección 60° desde la dirección de laminado: El r60 es preferiblemente 1.10 o menos. Cabe notar que el limite inferior del valor de r60 no es fijado en particular, sino que el r60 fijado a 0.70 o más es preferible porque se puede obtener más capacidad de expansión de agujero excelente.
Los valores de r anteriormente descritos son evaluados cada uno de ellos por una prueba de tensión usando una pieza de prueba de tensión JIS No. 5. La deformación a la tensión sólo tiene que ser evaluada usualmente en el intervalo de 5 a 15% en el caso de una lámina de acero de alta resistencia, y en un intervalo de alargamiento uniforme. Una microestructura de la lámina de acero: Primero, se describirán el diámetro del grano de cristal promedio y el método de identificación de estructura.
En la presente invención, el diámetro de grano de cristal promedio, ferrita y austenita retenida se definen usando el método de EBSP-OIM (Difracción por retrodispersión de Electrones-Microscopía de imagen de orientación, marca comercial) .
El método EBSP-OIM está constituido por un dispositivo y software de irradiación de una muestra altamente inclinada con haces de electrones en un microscopio electrónico de barrido (SEM) , fotografiando un patrón de Kikuchi formado por retrodispersión por una cámara altamente sensible y sometiéndolo a un procesamiento de imagen por computadora para medir así una orientación del cristal en el punto de irradiación dentro de un corto período de tiempo. El método EBSP permite un análisis cuantitativo de una estructura fina y una orientación de cristal de una superficie de muestra volumétrica y puede analizarlos en. un área de análisis capaz de ser observada por el SEM con una resolución de 20 nm a un mínimo aunque depende de la resolución del SEM. El análisis es realizado durante varias horas mapeando un área que ha de ser analizada para decenas de miles de puntos en un estado de rejilla a intervalos regulares .
Además de que la fase puede ser identificada a partir de la estructura de la orientación de cristal, es posible ver la distribución de' orientación de cristal y el tamaño del grano del cristal dentro de la muestra en un material policristalino . Es posible calcular una orientación errónea entre puntos de medición adyacentes a partir de información de medición, y el valor promedio de la misma se denomina valor de KAM (orientación errónea promedio de Kernel) .
En la presente invención, a partir de una imagen obtenida mapeando la orientación errónea de grano de cristal definido como 15° que es un valor de umbral como colindancia de grano inclinada a ángulo elevado generalmente reconocida como una colindancia de grano de cristal, un grano es visualizado para encontrar un diámetro de grano de cristal promedio. Además, una estructura en la cual un promedio del valor de KAM en un grano de cristal rodeado por la colindancia de grano inclinada de ángulo elevado de 15° está dentro de Io se define como ferrita. Esto se debe a que la ferrita es una fase de transformación de alta temperatura y tiene deformación de transformación pequeña. Además, una estructura identificada como austenita por el método EBSP se define como austenita retenida.
La martensita revenida o bainita inferior definida en la presente invención significa una estructura que se transforma a partir de la austenita en un punto de Ms o inferior cuando el punto de Ms es mayor que 350°C, o 350°C o inferior cuando el punto de Ms es 350°C o inferior, y cuando la estructura es observada bajo TEM, precipitados de cementita o carburo de hierro metaestable en un estado de múltiples variantes en el mismo listón.
Por otro parte, una estructura en la cual precipitados de cementita o de carburo de hierro metaestable en un estado de una sola variante en el mismo listón se define como bainita superior. Es concebible que esto se debe a que la fuerza impulsora para la precipitación de la cementita es menor que la de la martensita revenida o la bainita inferior.
De manera similar, una estructura, en la cual la precipitación de cementita o carburo de hierro metaestable no se observa cuando la estructura es observada bajo TEM, se define como martensita.
Cabe notar que la fracción estructural de las mismas se obtienen tomando fotografías en TEM en 10 o más campos visuales a 20000 amplificaciones y usando el método de conteo puntual.
Sin embargo, en la lámina de acero de alta resistencia, una estructura de una sola fase o de dos fases tal como ferrita fortalecida por precipitación, bainita, martensita y similares se usa para incrementar su resistencia, los inventores encontraron como resultado de un estudio anterior que cuando la estructura se hace para tener una relación de área total de la martensita revenida, martensita y bainita inferior de o más de 85% de área, y un diámetro de grano de cristal promedio de 12.0 m o menos, muy preferiblemente, para tener una diferencia de dureza entre las estructuras disminuidas a un cierto nivel o menor, la concentración de esfuerzo sobre la interfaz de estructura es disminuida para mejorar el rebordeado por estirado y la tenacidad a baja temperatura. Una estructura que tiene una suma de fracciones de la estructura de martensita revenida y la martensita inferior de más de 85% tiene excelente equilibrio entre resistencia y alargamiento y por lo tanto es más preferible. Cuando el diámetro de grano de cristal promedio es mayor que 12.0 µ??, es difícil asegurar excelente tenacidad a baja temperatura que satisfaga vTrs = -40°C.
Cabe notar que dado que no ocurre deterioro del rebordeado por estirado o la tenacidad a baja temperatura aun cuando estas estructuras ocupan 100% de la lámina de acero, el límite superior de la fracción estructural no es especificado .
En el caso de dar importancia a la mejora de ductilidad, la ferrita puede ser contenida en menos de 15% en relación de área.
En cuanto a la diferencia de dureza entre estructuras, suponiendo que un valor promedio de la dureza cuando se mide la dureza de Vickers a 100 puntos o más usando una micro Vickers con una carga de 0.098 N (lOgf) es E (HV0.01) y una desviación estándar de la dureza es s (HV0.01), es preferible fijar o (HV0.01)/E (HV0.01) a 0.08 o menos y contener la ferrita a 5% de área o más, porque se pueden obtener propiedades mecánicas excelentes que logran tanto rebordeado por estirado como alargamiento total que satisface una relación de resistencia a la tensión x expansión de agujero = 55000 Pa · % y una resistencia a la tensión X alargamiento total = 14000 MPa · % y vTts = 40°C a una resistencia a la tensión de un nivel de 980 MPa o mayor. Además, es preferible fijar la o (HV0.01)/E (HV0.01) a 0.06 o menor porque se pueden obtener propiedades mecánicas excelentes que logran el rebordeado por estirado que satisfacen una relación de resistencia a la tensión x expansión de agujero = 60000 MPa · % y vTrs = -40°C a una resistencia a la tensión de un nivel de 980 MPa o mayor. El establecimiento de o (HV0.01)/E (HV0.01) anterior a 0.08 o menos disminuye el hecho de que la interfaz entre la estructura dura y la estructura blanda cuando se observa la superficie de fractura de Charpy es el punto de inicio de una grieta, que se puede suponer que es una causa de la mejora de vTrs.
El limite inferior -de s (HVO.OD/E (HV0.01) no se fija en particular, pero es generalmente 0.03 o mayor.
Una composición química de la lámina de acero: Enseguida, la razón de limitar la composición química de la lámina de acero laminada en caliente en la presente invención se describirá. Cabe notar que "%" que indica el contenido significa "% en masa".
C: 0.01 a 0.2% El C (carbono) es un elemento que tiene una acción de mejorar la resistencia de la lámina de acero. Cuando el contenido de C es menor que 0.01%, es difícil obtener el efecto por la acción anteriormente descrita. Por consiguiente, el contenido de C se fija a 0.01% o más. Por otra parte, cuando el contenido de C es mayor que 0.2%, una disminución de ductilidad es causada, y el carburo basado en hierro tal como cementita (Fe3C) que ha de ser el punto de inicio de agrietamiento en una superficie de esfuerzo cortante secundaria en el punto de troquelado se incrementa para causar deterioro del rebordeado por estirado. Por lo tanto, el contenido de C se fija a 0.2% o menos.
Si : 0.001% a 2.5% El Si (silicio) es un elemento que tiene una acción de mejorar la resistencia de la lámina de acero y también realiza una función como un desoxidante de acero fundido. Cuando el contenido de Si es menor que 0.001%, es difícil obtener el efecto por la acción anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de Si se fija a 0.001% o más. Además, Si también tiene una acción de suprimir la precipitación del carburo a base de hierro tal como cementita y por lo tanto mejorar la resistencia y capacidad de expansión de agujero. Desde este punto de vista, el contenido de Si se fija a 0.1% o más. Por otra parte, aun cuando el contenido de Si se fije a más de 2.5%, el efecto por la acción de incrementar la resistencia de la lámina de acero es saturad. Por lo tanto, el contenido de Si se fija a 2.5% o menos. Cabe notar que desde el punto de vista de mejorar de manera efectiva la resistencia y la capacidad de expansión de agujero al suprimir la precipitación del carburo a base de hierro tal como cementita, es preferible fijar el contenido de Si a 1.2% o menos.
Mn: 0.10 a 4.0% El Mn (manganeso) tiene una acción de mejorar la resistencia de la lámina de acero al fortalecer la solución sólida y al fortalecer el endurecimiento por enfriamiento. Cuando el contenido de Mn es menor que 0.10%, es difícil obtener el efecto por la acción anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de Mn se fija a 0.10% o más. Además, Mn tiene una acción de expandir la temperatura de región de austenita al lado de baja temperatura y mejorar así la capacidad de endurecimiento para facilitar la formación de una estructura de transformación a baja temperatura que tiene una propiedad de eliminación de rebabas excelente tal como martensita o bainita inferior. Desde este punto de vista, el contenido de Mn preferiblemente se fija a 1% o más, y muy preferiblemente 2% o más. Además, Mn también tiene una acción de suprimir la aparición de agrietamiento en caliente causado por S. Desde este punto de vista, es preferible contener la cantidad de Mn que asegure que el contenido de Mn ( [Mn] ) y el contenido de S ([S]) satisface [Mn]/[S] = 20. Por otra parte, aun cuando el contenido de Mn se fija a más de 4.0%, el efecto por la acción de mejorar la resistencia de la lámina de acero es saturado. Por lo tanto, el contenido de Mn se fija a 4.0% o menos.
P: 0.10% o menos El P (fósforo) es un elemento generalmente contenido como una impureza. Cuando el contenido de P es mayor que 0.10%, P causa agrietamiento en laminado en caliente, y es segregado a una colindancia de grano para disminuir la tenacidad a baja temperatura y también para disminuir la trabaj abilidad y la soldabilidad . Por lo tanto, el contenido de P se fija a 0.10% o menos. Desde el punto de vista de la capacidad de expansión de agujero y la soldabilidad, el contenido de P es fijado preferiblemente a 0.02% o menos .
S: 0.030% o menos El S (azufre) es un elemento generalmente contenido como una impureza. Cuando el contenido de S es mayor que 0.030%, S causa agrietamiento en el laminado en caliente y genera una inclusión basada en A en el acero para deteriorar la capacidad de expansión de agujero. Por lo tanto, el contenido de S se fija a 0.030% o menos. Desde el punto de vista de la capacidad de expansión de agujero, el contenido de S es preferiblemente fijado a 0.010% o menos, y muy preferiblemente fijado a 0.005% o menos.
Al: 0.001 a 2.0% El Al (aluminio) tiene una acción de desoxidar el acero fundido en un proceso de refinación del acero para estabilizar el acero.. Cuando el contenido de Al es menor que 0.001%, es difícil obtener el efecto por la acción anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de Al se fija a 0.001% o más. El Al además tiene, de manera similar a Si, una acción de suprimir la precipitación del carburo a base de hierro tal como cementita y por lo tanto mejorar la resistencia y capacidad de expansión de agujero. Desde este punto de vista, el contenido de Al es fijado preferiblemente .a 0.016% o más. Por otra parte, aun cuando el contenido de Al se fija a más de 2.0%, el efecto por la acción de desoxidación es saturado, dando por resultado un inconveniente económico. Además, el Al puede causar agrietamiento en el laminado en caliente. Por lo tanto, el contenido de Al se fija a 2.0% o menos. Desde el punto de vista de suprimir la generación de una inclusión no metálica en el acero para mejorar la ductilidad y la tenacidad a baja temperatura, el contenido de Al es fijado preferiblemente a 0.06% o menos. El contenido de Al es muy preferiblemente 0.04% o menos .
N: 0.01% o menos El N (nitrógeno) es un elemento generalmente contenido como una impureza. Cuando el contenido de N es mayor que 0.01%, N causa agrietamiento en el laminado en caliente, y deteriora la resistencia al envejecimiento. Por lo tanto, el contenido de N es fijado a 0.01% o menos. Desde el punto de vista de resistencia al envejecimiento, el contenido de N es preferiblemente 0.005% o menos.
Ti: (0.005 + 48/14[N] + 48/32[S])% = Ti = 0.3%: El Ti (titanio) es un elemento que tiene una acción de mejorar la resistencia de la lámina de acero por fortalecimiento por precipitación o fortalecimiento por solución sólida. Cuando el contenido de Ti es menor que (0.005 + 48/14 [N] + 48/32 [S])% que es decidido por el contenido de N [N] (unidad: %) y el contenido de S [S] (unidad: %), es difícil obtener el efecto por la acción anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de Ti se fija a (0.005 + 48/14 [N] + 48/32[S])% o más. Por otra parte, aun cuando el contenido de Ti es fijado a más de 0.3%, el efecto por la acción anteriormente descrita es saturado, dando por resultado un inconveniente económico. Por lo tanto, el contenido de Ti es fijado a 0.3% o menos.
Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr: El Nb (niobio), Cu (cobre), Ni (níquel), Mo (molibdeno) , V (vanadio) y Cr (cromo) son elementos que tienen cada uno de ellos una acción de mejorar la resistencia de la lámina de acero por fortalecimiento en solución sólida o fortalecimiento por endurecimiento por enfriamiento. Por lo tanto, uno o dos o más de los elementos pueden ser contenidos apropiadamente según sea necesario. Sin embargo, el contenido de Nb es fijado a más de 0.06%, el contenido de Cu es fijado a más de 1.2%, el contenido de Ni es fijado a más de 0.6%, el contenido de Mo es fijado a más de 1%, el contenido de V es fijado a más de 0.2%, y el contenido de Cr es fijado a más de 2%, el efecto por la acción anteriormente descrita es saturado, dando por resultado un inconveniente económico. Por lo tanto, el contenido de Nb es fijado a 0 a 0.06%, el contenido de Cu es fijado a 0 a 1.2%, el contenido de Ni es fijado a 0 a 0.6%, el contenido de Mo es fijado a 0 a 1%, el contenido de V es fijado a 0 a 0.2%, y el contenido de Cr es fijado a 0 a 2%. Cabe notar que, para obtener de manera segura el efecto por la acción anteriormente descrita, es preferible satisfacer cualquiera de Nb: 0.005% o más, Cu: 0.02% o más, Ni: 0.01% o más, Mo : 0.01% o más, V: 0.01% o más y Cr: 0.01% o más.
Mg, Ca, REM: El Mg (magnesio) , Ca (calcio) , y REM (elemento de tierras raras) son elementos que tienen una acción de controlar la forma de la inclusión no metálica que es el punto de partida de fractura para causar deterioro de la trabaj abilidad y por lo tanto mejorar la trabaj abilidad . Por lo tanto, uno o dos o más de los elementos pueden ser apropiadamente contenidos según sea necesario. Sin embargo, aun cuando el contenido de Mg se fije a 0.01%, el contenido de Ca es fijado a más de 0.01%, y el contenido de REM es fijado a más de 0.1%, el efecto por la acción anteriormente descrita es saturado, dando por resultando un inconveniente económico. Por lo tanto, el contenido de Mg es fijado a 0 a 0.01%, el contenido de Ca es fijado a 0 a 0.01%, y el contenido de REM es fijado a 0 a 0.1%. Cabe notar que para obtener de manera segura el efecto por la acción anteriormente descrita, es preferible fijar el contenido de cualquiera de los elementos Mg, Ca y REM a 0.0005% o más.
B: El B (boro) es un elemento que es segregado en la colindancia de grano de manera similar a C y tiene una acción de incrementar la resistencia de la colindancia de grano. Es decir, B es segregado en la colindancia de grano como un B en solución sólida B de manera similar a C en solución sólida y por lo tanto actúa de manera efectiva para realizar la prevención de agrietamiento de superficie de fractura. Además, aun cuando C se precipita en el grano como carburo para disminuir el C en solución sólida en la colindancia de grano, B es segregado en la colindancia de grano y por lo tanto puede compensar la disminución de C en la colindancia del grano. Por lo tanto, B puede ser contenido de manera apropiada según sea necesario. Sin embargo, cuando el contenido de B es fijado a más de 0.002%, la recristalización de austenita en el laminado en caliente es suprimido de manera excesiva y una textura de transformación de ? a a de austenita no recristali zada es fortalecida para deteriorar la isotropia. Por lo tanto, el contenido de B es fijado a 0 a 0.002% o menos. B es un elemento que puede causar agrietamiento de placa en un proceso de enfriamiento después de colado continuo y, desde este punto de vista, es preferiblemente fijar a 0.0015% o menos. Cabe notar que para obtener de manera segura el efecto, por la acción anteriormente descrita, el contenido de B es fijado preferiblemente a 0.0002% o más. Además, B también tiene una acción de mejorar la dureza y facilitar la formación de una estructura de transformación por enfriamiento continuo que es una microestructura que es preferible para la propiedad de eliminación de rebabas.
El resto está compuesto de hierro (Fe) e impurezas.
Como las impurezas, Zr, Sn, Co, Zn, W están contenidos en algunos casos, y no hay problema siempre que el total de los contenidos de esos elementos sea 1% o menos.
Tratamiento de superficie: Una capa de enchapado diseñada para mejorar la resistencia a la corrosión, etc., se provee sobre la superficie de la lámina de acero anteriormente descrita para hacer una lámina de acero tratada en la superficie. La capa de enchapado puede ser una capa de electroenchapado o una capa de chapado por inmersión en caliente. Ejemplos de la capa de electroenchapado incluyen electrogalvanizado, electroenchapado de aleación de Zn-Ni, etc. Ejemplos de la capa de enchapado por inmersión en caliente incluyen galvanizado por inmersión en caliente, galvanizado por inmersión en caliente por aleación, enchapado de aluminio por inmersión en caliente, enchapado de aleación de Zn-Al por inmersión en caliente, enchapado de aleación de Zn-Al-Mg por inmersión en caliente, enchapado de aleación de Zn-Al-Mg-Si por inmersión en caliente, etc. Una cantidad de adhesión de enchapado no está limitada en particular pero puede ser similar a aquella de la técnica anterior. Además, también es posible realizar un tratamiento de conversión apropiado (por ejemplo, aplicación y secado de un liquido de tratamiento de conversión libre de cromo basado en silicato) después del enchapado para incrementar adicionalmente la resistencia a la corrosión. Además, también es posible realizar formación de revestimiento orgánico, laminación de película y tratamientos con sales orgánicas/sales inorgánicas.
Un método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente: Enseguida, se describirá el método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención.
Para realizar el rebordeado por estirado excelente y tenacidad a baja temperatura, es importante formar una textura predeterminada y hacer una estructura que contenga principalmente la martensita revenida, martensita y bainita inferior. Además, es preferible que la diferencia de dureza entre las estructuras sea pequeña y el valor de r en cada dirección satisfaga una condición predeterminada. Los detalles de las condiciones de fabricación para satisfacerlas se listarán a continuación.
El método de fabricación antes del laminado en caliente es particularmente limitado. Es decir, sólo es necesario realizar, después de fundir el acero por un horno de flecha, un horno eléctrico o similar, varios tipos de refinado secundario para ajusfar el acero para que tenga la composición química anteriormente descrita, después colarla en un lingote de acero o una placa por un método tal como colado continuo normal, colado por un método de lingote, o colado de placa delgada, etc. En el caso del colado continua, el acero puede ser enfriado una vez a una temperatura baja y después recalentado y sometido a laminado en caliente, o una placa de colado puede ser continuamente laminada en caliente. Como material de partida, se pueden usar desechos.
La lámina de acero de alta resistencia excelente en rebordeado por estirado y fragilidad a baja temperatura de la presente invención se obtiene en el caso de satisfacer los siguientes requerimientos.
A fin de fijar, a los intervalos de valores anteriormente descritos, el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> del plano de lámina y la relación de intensidad aleatoria de rayos X de la orientación de cristal {332}<113>, en la porción central del espesor de lámina situado entre las posiciones de espesor de 5/8 y 3/8 del espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero, en laminado de acabado después del laminado áspero, sobre la base de una temperatura TI decidida desde la siguiente expresión (1) de los componentes de lámina de acero, TI (°C) = 850 + 10X(C + N)XMn + 350XNb + 250XTÍ + 40XB + lOXCr + lOOXMo + 100 X V ...(1) trabajando mediante laminado por reducción pesada se realiza a una relación de reducción grande en una primera región de temperatura de (TI + 30) °C o mayor y (TI + 200) °C o menor, después la reducción no se realiza o se trabaja por laminado de reducción suave se realiza a una relación de reducción pequeña en una segunda región de temperatura de Tl°C o mayor e inferior que (TI + 30) °C, y el laminado se completa en la primera región de temperatura o la segunda región de temperatura, asegurando asi deformabilidad local de un producto final.
Es decir, por el laminado de reducción alta en la primera región de temperatura de (TI + 30) °C o mayor y (TI + 200) °C o menor y la terminación de laminado en la primera región de temperatura, o por el laminado de reducción alta en la primera región de temperatura y el laminado de reducción baja subsiguiente en la segunda región de temperatura de TI o mayor y menos de (TI + 30) °C y la terminación de laminado en la segunda región de temperatura, el valor promedio de las relaciones de intensidad aleatoria de rayos X del grupo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> del plano de lámina y la relación de intensidad aleatoria de rayos X de la orientación de cristal {332}<113>, en la porción central del espesor de la lámina seccionada en la posición de espesor de 5/8 y la posición de espesor de 3/8 del espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero y puede ser controlada como se encuentra en las Tablas 2, 3 descritas más adelante, por lo que la capacidad de expansión de agujero del producto final es mejorada en forma drástica.
La temperatura TI misma se puede obtener mediante la expresión empírica indicada en la expresión (1) anterior. Los inventores encuentran experimentalmente a partir de experimentos que la recristalización en la región de austcnita de cada acero es promovida sobre la base de la temperatura TI.
Para obtener más capacidad de expansión de agujero excelente, es importante acumular deformación por la reducción fuerte en la primera región de temperatura, y es esencial fijar la relación de reducción máxima por pasada en la primera región de temperatura a 30% o más, en otras palabras, realizar reducción en una pasada a una relación de reducción de 30% o más en la primera región de temperatura por lo menos una o más veces y fijar el total de relaciones de reducción a 50% o más. Además, es más preferible fijar el total de relaciones de reducción a 70% o más. Por otra parte, la fijación del total de las relaciones de reducción a más de 90% da seguridad de temperatura y una carga de laminado excesivo, y por lo tanto es preferible fijar el total de relaciones de reducción a 90% o menos.
Además, para promover la cristalización uniforme al liberar el esfuerzo acumulado, es necesario suprimir tanto como sea posible la cantidad de trabajo en la segunda región de temperatura de T1°C o mayor y menor que (TI + 30) °C, después de la reducción máxima de la primera región de temperatura de (TI + 30) °C o mayor y (TI + 200) °C o menor, y el total de relaciones de reducción en la segunda región de temperatura de T1°C o mayor y menor que (TI + 30) °C se fija a 0 a 30%. Cuando el total de relaciones de reducción en la segunda región de temperatura es mayor que 30%, el grano de austenita finalmente cristalizado se expande, y cuando el periodo de tiempo de retención es corto, la recristalización no procede lo suficiente, dando por resultado el deterioro de la capacidad de expansión de agujero. Cabe notar que desde el punto de vista de asegurar una forma de lámina excelente, es deseable fijar la relación de reducción a 10% o más, pero en el caso de dar más importancia a la capacidad de expansión de agujero, es deseable fijar la relación de reducción a 0%, a saber, no realizar el laminado de reducción bajo en la segunda región de temperatura.
Como se describió antes, el método de fabricación de la presente invención es un método para controlar la textura de un producto para mejorar su capacidad de expansión de agujero al recristalizar de manera uniforme y fina la austenita en el laminado de acabado.
Cuando el laminado se realiza a una temperatura menor que la segunda región de temperatura o el laminado en la relación de reducción grande se realiza en la segunda región de temperatura, la textura de la austenita crece para hacer difícil obtener la textura predeterminada anteriormente descrita en la lámina de acero finalmente obtenida. Por otra parte, cuando el laminado se completa a una temperatura mayor que la primera región de temperatura o el laminado en una relación de reducción pequeña se realiza en la primera región de temperatura, el engrosamiento y mezcla de grano es más probable que ocurra.
Cabe notar que en cuanto a si el laminado definido anteriormente descrito se realiza o no, la relación de reducción se puede obtener por resultados reales o cálculo a partir de la carga de laminado, medición del espesor de la lámina y similares, y la temperatura se puede medir realmente cuando se instala un termómetro inter-montantes o se puede obtener mediante simulación de cálculo en consideración de generación de calor al trabajar a partir de la velocidad de línea o la relación de reducción o ambas.
El período de tiempo desde la reducción final en la reducción en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura al inicio del enfriamiento primario que es enfriamiento de agua influye en gran medida el rebordeado por estirado y la tenacidad a baja temperatura.
El periodo de tiempo t (seg) desde la pasada de reducción final en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura al inicio del enfriamiento primario se fija para satisfacer la siguiente expresión (2) con respecto a una temperatura de lámina de acero Tf(°C) y una relación de reducción Pl (%) en la reducción final en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura.
Cuando t/tl es menor que 1, la recristalización es suprimida para para fallar a obtener la textura predeterminada, y cuando t/tl es más de 2.5, el engrosamiento procede para disminuir significativamente el alargamiento y la fragilidad a baja temperatura. 1 = t/tl = 2.5 ...(2) En la expresión, ti es el periodo de tiempo (seg) decidido por la siguiente expresión (4). ti = 0.001X{(Tf - T1)XP1/100}2 - 0.109X{(Tf -TI) XPI/IOO} + 3.1 ...(4) Una cantidad de enfriamiento primario que es la diferencia entre la temperatura de lámina de acero al inicio del enfriamiento en el enfriamiento primario y la temperatura de la lámina de acero al completarse el enfriamiento (cambio de temperatura de enfriamiento) se fija a 40°C o mayor y 140°C o menor. Cuando la cantidad de enfriamiento primario es menor que 40°C, es difícil suprimir el engrosamiento del grano de austenita, dando por resultado el deterioro de la tenacidad a baja temperatura. Por otra parte, cuando la cantidad de enfriamiento primario es más de 140°C, la recristalización se vuelve insuficiente para hacer difícil obtener la textura predeterminada. Cabe notar que desde el punto de vista de suprimir el engrosamiento del grano de austenita, es preferible fijar la velocidad de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario a 30°C/seg o mayor. No es necesario limitar el limite superior de la velocidad de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario en particular, pero es preferible fijar la velocidad de enfriamiento promedio a 2000°C/seg o inferior.
El enfriamiento se inicia dentro de tres segundos después de que se realiza el enfriamiento primario, para realizar enfriamiento secundario de enfriamiento con agua a una velocidad de enfriamiento promedio de 30°C/seg o superior. Aquí, el enfriamiento secundario significa enfriamiento con agua realizado a partir del inicio del enfriamiento secundario hasta el inicio del devanado, y la velocidad de enfriamiento promedio del enfriamiento secundario es la velocidad de enfriamiento promedio en el enfriamiento con agua y se calcula excluyendo el periodo de suspensión del enfriamiento con agua en el caso de suspender el enfriamiento con agua a la mitad del enfriamiento secundario como se describe más adelante.
Desde la terminación del enfriamiento primario hasta el inicio del enfriamiento secundario, la lámina de acero se mantiene en la región de alta temperatura debido a que el enfriamiento con agua no se realiza. Si el enfriamiento secundario se inicia después de más de tres segundos después de que se realiza el enfriamiento primario o si el enfriamiento secundario se realiza a una velocidad de enfriamiento promedio menor que 30°C/seg dentro de tres segundos después de que se realiza el enfriamiento primario, la fracción estructural de la fase de transformación de alta temperatura tal como ferrita, perlita, bainita superior se vuelve más de 15% durante el enfriamiento secundario desde la terminación del laminado de acabado hasta el inicio del devanado para fallar a obtener la fracción estructural deseada y la diferencia de dureza entre estructuras, dando por resultado el deterioro de la tenacidad a baja temperatura en particular. El limite superior de la velocidad de enfriamiento promedio en el enfriamiento secundario no es particularmente fijado, pero una velocidad de 300°C/seg o menor es la velocidad de enfriamiento promedio adecuada en términos de capacidad de la instalación de enfriamiento. i_n el caso de dar importancia a la mejora de ductilidad y por lo tanto contener ferrita a 15% o menos en relación de área, el enfriamiento con agua puede ser suspendido en un intervalo de 15 segundos o menos en una región de temperatura de 500°C a 800°C (región de dos fases de ferrita y austenita) a la mitad del segundo enfriamiento.
Aquí, la suspensión del enfriamiento con agua se realiza para proceder la transformación de ferrita en la región de dos fases. Cuando el tiempo de suspensión del enfriamiento con agua es más de 15 segundos, la relación de área de ferrita se vuelve más de 15% para incrementar la diferencia de dureza entre las estructuras, dando por resultado deterioro del rebordeado por estirado y la tenacidad a baja temperatura en algunos casos. Por lo tanto, en el caso de suspender el enfriamiento con agua a la mitad del enfriamiento secundario, es deseable fijar el periodo de tiempo a 15 segundos o menos. Además, es deseable fijar la región de temperatura en donde el enfriamiento con agua es suspendido a 500°C o más y 800°C o menos para proceder fácilmente a la transformación de ferrita, y fijar el periodo de tiempo cuando el enfriamiento con agua es suspendido a 1 segundo o más. Cabe notar que desde el punto de vista de productividad, es más deseable fijar el periodo de tiempo para suspender el enfriamiento con agua a 10 segundos o menos .
Después de que se realiza el enfriamiento secundario anteriormente descrito, el devanado se realiza a una temperatura de devanado CT (°C) que satisface la siguiente expresión (3). Cuando la lámina de acero es devanada a una temperatura mayor que el lado derecho en la siguiente expresión (3), la fracción estructural de la fase de transformación a alta temperatura tal como ferrita, perlita, bainita superior se vuelve 15% o más para fallar a obtener la fracción estructural deseada y diferencia de dureza entre las estructuras, dando por resultado el deterioro del rebordeado por estirado y la tenacidad a baja temperatura. És deseable devanar la lámina de acero a una temperatura menor que 300°C en el caso de satisfacer vTrs = -40, y lograr una relación de expansión de agujero = 140% y una resistencia a la tensión X relación de expansión de agujero = 100000 MPa ·% en un material de una resistencia de nivel de 590 MPa, logrando una relación de expansión de agujero = 90% y una resistencia a la tensión x relación de expansión de agujero = 70000 · MPa % en un material de una resistencia de nivel de 780 MPa, y lograr una relación de expansión de agujero = 40% y una resistencia a la tensión X relación de expansión de agujero = 50000 MPa · % en un material de una resistencia de nivel de 980 MPa o más.
CT (°C) = máx [Ms, 350] ...(3) En la expresión, Ms se decide a partir de la siguiente expresión (5), y el símbolo de cada elemento en la siguiente expresión (5) indica el contenido (% en masa) del elemento en el acero.
Ms (°C) = 561 - 474 X C - 33 X Mn - 17 X Ni - 21 X Mo ... (5) Cabe notar que para satisfacer los valores adecuados anteriormente descritos de rC, r30, el diámetro de grano de austenita después del laminado en caliente en bruto, a saber, antes del laminado en caliente de acabado es importante, y el diámetro de grano de austenita antes del laminado en caliente de acabado es deseablemente pequeño. En concreto, al fijar el diámetro de grano promedio (diámetro promedio equivalente al circulo) de la austenita a 200 µ? o menos, los valores adecuados anteriormente descritos se pueden obtener.
Entonces, para fijar el diámetro de grano promedio de austenita a 200 µp o menos antes del laminado en caliente de acabado, sólo es necesario fijar la relación de reducción máxima por pasada en una región de temperatura de 1000°C o mayor y 1200°C o menor en el laminado en caliente en bruto a 40% o más, en otras palabras, realizar la reducción en una pasada a una relación de reducción de 40% o más por lo menos una o más veces.
Por lo tanto, el laminado en caliente en bruto preferiblemente logra una relación de reducción máxima por pasada en la región de temperatura de 1000°C o mayor y 1200°C o menor de 40% o más, y un diámetro de grano promedio de austenita de 200 µp? o menor.
Cabe notar que a medida que la relación de reducción es mayor o el número de veces de reducción es mayor, el grano de austenita puede hacerse más fino. Además, es preferible fijar el diámetro de grano promedio de austenita a 100 µp? o menor, y , para este fin, es deseable realizar la reducción en una pasada en una relación de reducción de 40% o más dos o más veces. Sin embargo, el laminado en caliente en bruto más de 10 pasadas puede disminuir la temperatura y generar excesivamente incrustaciones, y la reducción en una pasada a una relación de reducción de más de 70% puede estirar la inclusión para causar deterioro de la capacidad de expansión de agujero. Por lo tanto, es deseable realizar la reducción en una pasada a una relación de reducción de 40% o más 10 pasadas o menos, y fijar la relación de reducción máxima a 70% o menos.
Al hacer el diámetro de gramo de austenita antes del laminado en caliente de acabado lo más pequeño, la recristalización de austenita en el proceso de laminado en caliente de acabado se promueve para realizar la mejora de la capacidad de expansión de agujero lograda al fijar el valor de rC y el valor de r30 a los valores adecuados. Se supone que la colindancia de grano de austenita después del laminado en caliente en bruto (a saber, antes del laminado en caliente de acabado) , funciona como un núcleo de recristalización en el laminado en caliente de acabado.
Aquí, la confirmación del diámetro de grano de austenita después del laminado en caliente en bruto se realiza enfriando tan rápido como es posible una pieza de lámina antes de que sea sometida al laminado en caliente de acabado, en concreto, enfriando la pieza de lámina a una velocidad de enfriamiento de 10°C/seg o mayor, después grabando al aguafuerte la estructura en la sección transversal de la pieza de lámina para exponer la colindancia de grano de austenita y después realizar medición con un microscopio óptico. En este caso, la medición se realiza en 20 o más campos visuales a 50 o más amplificaciones por análisis de imagen o el método de conteo puntual.
Además, para satisfacer los intervalos adecuados anteriormente descritos para rL en la dirección de laminado y para r60 en la dirección 60° desde la dirección de laminado, es deseable suprimir la generación de calor máxima debido a la deformación plástica en una región de temperatura de (TI + 30) °C o mayor y (TI + 150) °C o menor que es la primera región de temperatura, a saber, un margen incrementado en temperatura (°C) de la lámina de acero por reducción a 18 °C o menor. Para suprimir la generación de calor máxima debido a deformación plástica como se describió antes, es deseable usar enfriamiento inter-montantes .
Cabe notar que para el propósito de mejorar la ductilidad por corrección de la forma de lámina de acero o introducción de dislocación móvil, es deseable realizar laminado de pasada por piel antes de reducción suave a una relación de reducción de 0.1% o más y 2% o menos después de completarse todo el proceso. Además, después de completarse todo el proceso, para el propósito de remover la adherencia de incrustaciones a la superficie de la lámina de acero laminada en caliente obtenida, se puede realizar decapado para la lámina de acero laminada en caliente obtenida según sea necesario. Después de realizar el decapado, la pasada por piel o laminado en frió a una relación de reducción de 10% o menos se puede realizar en linea o fuera de linea para la lámina de acero laminada en caliente obtenida.
Además, la capa de enchapado se puede proveer sobre la superficie de la lámina de acero según sea necesario para hacer una lámina de acero tratada en la superficie. La capa de enchapado puede ser una capa de electroenchapado o una capa de enchapado por inmersión en caliente, y el método de tratamiento se puede realizar por un método normal.
E emplos Enseguida, el contenido técnico de la presente invención se explicará tomando ejemplos de la presente invención .
Los ejemplos se estudiaron usando aceros adaptables que satisfacen las reivindicaciones de la presente invención siendo aceros A a P y aceros comparativos siendo aceros a a e, que tienen las composiciones químicas que listadas en la Tabla 1.
Estos aceros se mantuvieron como tales o una vez enfriados a temperatura ambiente después del colado, después se recalentaron a un intervalo de temperatura de 900°C a 1300°C, después se sometieron al laminado en caliente bajo las condiciones listadas en la Tabla 2-1 y Tabla 2-2, se enfriaron bajo las condiciones listadas -en la Tabla 2-1 y Tabla 2-2 para formar las láminas de acero laminadas en caliente con un espesor de 2.3 a 3.4 mm. Las láminas de acero laminadas en caliente asi obtenidas se sometieron a decapado, después se sometieron a laminado de pasada en piel a una relación de reducción de 0.5%, se sometieron a tratamiento de galvanizado por inmersión en caliente y posteriormente tratamiento de aleación con parte de ellas, y se proveyeron para evaluación de calidad de material. Cabe notar que los caracteres alfabéticos fijados a las cabezas de los números de prueba en la Tabla 2-1, Tabla 2-2, Tabla 3-1 y Tabla 3-2 indican los tipos de acero en la Tabla 1 Los componentes químicos en cada acero se listan en la Tabla 1, y las condiciones de fabricación para cada lámina de acero laminada en caliente se listan en la Tabla 2-1 y Tabla 2-2. Además, la estructura de acero, diámetro de grano y propiedades mecánicas (valor de. r en cada dirección, resistencia a la tensión TS, alargamiento EL, relación de expansión de agujero ?, temperatura de transición de ductilidad de fragilidad vTrs) de cada lámina de acero laminada en caliente se listan en la Tabla 3-1 y Tabla 3-2.
Cabe ^ notar que la prueba de tensión se conforma a JIS Z 2241, y la prueba de expansión de agujero se conforma a The Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T1001. La relación de intensidad aleatoria de rayos X se midió a un paso de 0.5 µ?? en la porción central del espesor de lámina entre las posiciones centrales de 3/8 a 5/8 del espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero en las secciones transversales paralelas a la dirección de laminado y la dirección de espesor de la lámina usando la EBSD anteriormente descrita. Además, el valor de r en cada dirección se midió por el método anteriormente descrito. La dureza de Vickers se midió a una carga de 0.098 N (10 gf) usando un microprobador de la Vickers. La prueba de Charpy se realizó conforme a JIS Z 2242 con la lámina de acero procesada en una pieza de prueba con un sub-tamaño de 2.5 mm.
A partir de los resultados de evaluación indicados en la Tabla 3-1 y Tabla 3-2, sólo las láminas de acero que satisfacen las condiciones definidas en la presente invención tienen excelente rebordeado por estirado y tenacidad a baja temperatura .
Tabla 2-1 Tabla 2-2 Tabla 3-1 Tabla 3-2

Claims (12)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero laminada en caliente que comprende : una composición química que comprende: en % en masa, C: 0.01 a 0.2%; Si: 0.001 a 2.5%; Mn: 0.10 a 4.0%; P: 0.10% o menos; S: 0.030% o menos; Al: 0.001 a 2.0%; N: 0.01% o menos; Ti: (0.005 + 48/14[N] + 48/32[S])% = Ti = 0.3%; Nb: 0 a 0.06%; Cu: 0 a 1.2%; Ni: 0 a 0.6%; Mo: 0 a 1%; V: 0 a 0.2%; Cr: 0 a 2%; Mg: de 0 a 0.01%; Ca: de 0 a 0.01%; REM : 0 a 0.1%; y B: 0 a 0.002%, el resto estando compuesto de Fe e impurezas; una textura en la cual, en una porción central de un espesor de lámina que es una porción de lámina de acero seccionada en una posición de espesor de 3/8 y una posición de espesor de 5/8 de la lámina de acero desde una superficie de la lámina de acero, un valor promedio de relaciones de intensidad aleatorias de rayos X de un grupo de orientaciones {100}<011> a { 223 }<110> de un plano de lámina es de 6.5 o menos y una relación de intensidad aleatoria de rayos X de una orientación de cristal {332}<113> es 5.0 o menos; y una microestructura en la cual una relación de área total de una martensita revenida, martensita y bainita inferior es más de 85%, y un diámetro de grano de cristal promedio es 12.0 µp? o menos.
2. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, en donde la composición química contiene uno o dos o más seleccionados del grupo que consiste de: en % en masa, Nb: 0.005 0.06%; Cu: 0.02 a 1.2%; Ni: 0.01 a 0.6%; Mo: 0.01 a II; V: 0.01 a 0.2%; y Cr : 0.01 a 2% .
3. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, en donde la composición química contiene uno o dos o más seleccionados de un grupo que consiste de: en % en masa, Mg : 0.0005 a 0.01%, Ca : 0.0005 a 0.01%, y REM : 0.0005 a 0.1%.
4. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, en donde la composición química contiene, en % en masa, B: 0.0002 a 0.002%.
5. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, que comprende la microestructura en la cual se supone que un valor promedio de dureza es E (HV0.01) y una desviación estándar es s (HV0.01) cuando se mide la dureza de Vickers a 100 puntos o más con una carga de 0.098 N, s (HV0.01)/E (HV0.01) es 0.08 o menos.
6. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, comprende las propiedades mecánicas de que un valor de r (rC) en una dirección perpendicular a una dirección de laminado es 0.70 o más, y un valor de r (r30) en una dirección 30° de la dirección de laminado es 1.10 o menos.
7. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, que comprende las propiedades mecánicas de que un valor de r (rL) en una dirección de laminado es 0.70 o más y un valor de r (r60) en una dirección 60° de la dirección de laminado es 1.10 o menos .
8. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, que comprende una capa de enchapado provista sobre la superficie de la lámina de acero .
9. Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente al realizar secuencialmente laminado en caliente en bruto, laminado en caliente de acabado, laminado primario y laminado secundario sobre una placa que comprende la composición química de conformidad con la rei indicación 1, y devanar una placa resultante en la lámina de acero laminada en caliente, en donde: el laminado en caliente de acabado es laminado en caliente en el cual con respecto a una temperatura Ti definida en una siguiente expresión (1), una relación de reducción máxima por pasada en una primera región de temperatura de (TI + 30) °C o superior y (TI + 200) °C o inferior es 30% o más, una relación de reducción total en la primera región de temperatura es 50% o más, una relación de reducción total en una segunda región de temperatura de T1°C o superior e inferior a (TI + 30) °C es 0 a 30%, y el laminado es completado en la primera región de temperatura o la segunda región de temperatura; el enfriamiento primario es enfriamiento con agua que satisface una siguiente expresión (2) y logra una cantidad de enfriamiento de 40°C o superior y 140°C o inferior; el enfriamiento secundario es enfriamiento con agua que se inicia dentro de tres segundos después del enfriamiento primario y realiza enfriamiento a una velocidad de enfriamiento promedio de 30°C/seg o superior; y el devanado es para devanar la placa a una temperatura CT que satisface una siguiente expresión (3), TI (°C) = 850 + 10X(C + N)XMn + 350XNb + 250XTÍ + 40XB + lOXCr + lOOXMo + 100XV ...(1) 1 = t/tl = 2.5 ...(2) CT(°C) = máx [Ms, 350] ...(3) ti = 0.001 x' { (Tf - T1)XP1/100}2 - 0.109X { (Tf -TI) XPl/100} + 3.1 ...(4) Ms(°C) = 561 - 474 XC-33XMn-17XNi-21XMo ...(5) en donde en la expresión (1) y la expresión (5), un símbolo de cada elemento es un contenido (% en masa) del elemento en el acero, en la expresión (2), t es un periodo de tiempo (seg) desde una reducción final en una reducción en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura hasta el inicio del enfriamiento primario, y ti es un periodo de tiempo (seg) decidido por la expresión anterior (4), en la expresión (3), máx [ ] es una función de retorno de un valor máximo entre argumentos, y Ms es una temperatura decidida por la expresión anterior (5) , y en la expresión (4), Tf y Pl son una temperatura de lámina de acero y una relación de reducción (%) en la reducción final en la reducción en una pasada a 30% o más en la primera región de temperatura, respectivamente.
10. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 9, en donde el laminado en caliente en bruto logra una relación de reducción máxima por pasada en una región de temperatura de 1000°C o superior y 1200°C o inferior de 40% o más, y un diámetro de grano promedio de austenita de 200 µ?? o menos.
11. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 9, en donde una cantidad de calor de generación de trabajo máxima en una región de temperatura de (TI + 30) °C o superior y (TI + 150) °C o inferior del laminado en caliente de acabado es 18°C o inferior.
12. Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente que comprende: realizar un tratamiento de enchapado sobre la superficie de la lámina de acero laminada en caliente obtenida por el método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 9. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Se provee una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que tiene tenacidad a baja temperatura confiable asi como rebordeado por estirado excepcional debido al control que se ha mantenido sobre las fracciones estructurales y diferencia en dureza entre las estructuras, y un método para producir la lámina de acero laminada en caliente de alta . resistencia . Una lámina de acero laminada en caliente caracterizada porque contiene 0.01 a 0.2% de C, 0.001 a 2.5% de Si, o menos de Si, 0.10 a 4.0% o menos de Mn, 0.10% o menos de P, menos de 0.030% de S, 0.001 a 2.0% de Al, menos de 0.01% de N, (0.005 + 48/14[N] + 48/32[S]) a 0.3% inclusive de Ti, 0 a 0.06% de Nb, 0 a 1.2% de Cu, 0 a 0.6% de Ni, 0 a 1% de o, 0 a 0.2% de V, 0 a 2% de Cr, 0 a 0.01% de Mg, 0 a 0.01% de Ca, 0 a 0.1% de RE , y 0 a 0.002% de B; que tiene una estructura de agregado en la cual una relación de intensidad aleatoria de rayos X media para el grupo de orientación {100}<011> a { 223 } <110> de la superficie de la lámina es de 6.5 o menos, y la relación de intensidad aleatoria de rayos X media para la orientación de cristal { 332 }<113> es 5.0 o menos en un centro de espesor de lámina situado 3/8 a 5/8 de la distancia de la superficie de la lámina de acero en la dirección del espesor; y que tiene una microestructura en la cual el área de superficie total de martensita revenida, martensita y bainita excede 85%, y el tamaño de grano de cristal medio es 12.0 µ?? o menos.
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