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MX2013010066A - Laminas de acero, laminadas en caliente y metodo para producir las mismas. - Google Patents

Laminas de acero, laminadas en caliente y metodo para producir las mismas.

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Publication number
MX2013010066A
MX2013010066A MX2013010066A MX2013010066A MX2013010066A MX 2013010066 A MX2013010066 A MX 2013010066A MX 2013010066 A MX2013010066 A MX 2013010066A MX 2013010066 A MX2013010066 A MX 2013010066A MX 2013010066 A MX2013010066 A MX 2013010066A
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MX
Mexico
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hot
steel sheets
rolling
rolled
Prior art date
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MX2013010066A
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MX360964B (es
Inventor
Riki Okamoto
Nobuhiro Fujita
Kazuaki Nakano
Takeshi Yamamoto
Manabu Takahashi
Kunio Hayashi
Tetsuo Kishimoto
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Publication of MX2013010066A publication Critical patent/MX2013010066A/es
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Abstract

En una lámina de acero, laminada en caliente, el valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {l00}<011> a {223}<110>, el cual se representa por el valor medio aritmético de las densidades de polos de las orientaciones {100}<011>, {unidad 116 de selección de la imagen de predicción}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> en la porción central el espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero, es de 1.0 a 6.5 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es 1.0 a 5.0; y el valor de Lankford rC en la dirección perpendicular a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10 y el valor de Lankford r30 en la dirección que forma un ángulo de 30° con respecto a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10.

Description

LÁMINAS DE ACERO, LAMINADAS EN CALIENTE Y MÉTODO PARA PRODUCIR LAS MISMAS CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a láminas de acero laminadas en caliente las cuales tienen deformabilidad local mejorada durante el doblado, rebordeado por estiramiento, formación de rebabas o los similares de la conformación por estiramiento o las similares, tienen baja dependencia a la orientación de la conformabilidad, y se usan para componentes automotrices y los similares, y un método para producir las mismas.
Se reivindica la prioridad sobre la Solicitud de Patente Japonesa No. 211-047720, presentada el 4 de Marzo de 2011, y la solicitud de Patente Japonesa No. 2011-048231, presentada el 4 de Marzo de 2011, los contenidos de las cuales se incorporan como referencia en este documento.
ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN Con el fin de suprimir la cantidad de gas de dióxido de carbono emitido desde los vehículos, el peso de las carrocerías para vehículos ha sido reducido mediante el uso de láminas de acero de alta resistencia. Desde el punto ser vista de garantizar la seguridad de los pasajeros, un gran número de láminas de acero de alta resistencia, además de láminas de acero dulce, se usan en las carrocerías para vehículos. Sin embargo, con el fin de reducir adicionalmente el peso de las carrocerías para vehículos, se requiere que la resistencia de las láminas de acero de alta resistencia, sea mayor que aquellas de la técnica previa.
Sin embargo, por lo general cuando se incrementa la resistencia de las láminas de acero, la conformabilidad de las mismas se reduce. Por ejemplo, el Documento No Relacionado con Patentes 1 describe que el estiramiento uniforme, el cual es importante durante la embutición o la conformación por estiramiento, se deteriora debido al alto reforzamiento.
Por lo tanto, con el fin de usar láminas de acero de alta resistencia, por ejemplo en componentes de suspensión de carrocerías para vehículos, para absorber la energía de las colisiones, es importante mejorar la deformabilidad local, por ejemplo la ductilidad local, la cual contribuye a la conformabilidad, tal como la forjabilidad de rebabado o la forjabilidad de doblado.
Con ese fin, el Documento No relacionado con Patentes 2, describe un método para mejorar el estiramiento uniforme a la misma resistencia, al producir una estructura metalográfica compleja de las láminas de acero.
El Documento No Relacionado con Patentes 3 describe un método para controlar la estructura metalográfica en el cual se mejora la deformabilidad local, representada por la plegabilidad, la capacidad de estiramiento de los orificios, o la forjabilidad de rebabado, se mejora por el control de inclusiones, la estructuración única, y una reducción en la diferencia de la dureza entre las estructuras. En este método, una estructura única se prepara mediante el control de la estructura para mejorar la capacidad de estiramiento de los orificios. Con el fin de preparar una estructura simple, básicamente, en este método se requiere un tratamiento térmico a partir de una fase austenitica única, como se describe en el Documento No Relacionado con Patentes 4.
Además, el Documento No Relacionado con Patentes 4 describe una técnica para aumentar la resistencia y garantizar la ductilidad al mismo tiempo, en la cual, el enfriamiento después del laminado en caliente, se controla para controlar la estructura metalográfica; y un precipitado y una estructura de transformación se controlan para obtener las fracciones apropiadas de ferrita y bainita.
Sin embargo, las técnicas descritas anteriormente son los métodos para mejorar la deformabilidad local, la cual depende del control de la estructura, y afecta en gran medida la formación estructural de una base.
Entretanto, las técnicas relacionadas con el mejoramiento de las propiedades materiales por medio de un aumento en la reducción del laminado durante el laminado continúo en caliente, se describen en la técnica relacionada. Estas técnicas son las denominadas técnicas de refinamiento del grano. Por ejemplo, el Documento No Relacionado con Patentes 5 describe una técnica para aumentar la resistencia y la dureza por medio del refinamiento del grano, en el cual, se lleva a cabo una gran reducción en la región austenitica en el rango de temperaturas más bajo posible, para transformar la austenita no recristalizada a ferrita, y por lo tanto facilitar el refinamiento del grano de la ferrita, la cual es la fase primaria del producto. Sin embargo, las medidas para mejorar la deformabilidad local que debe resolver la invención, no se describen en absoluto.
Documentos de la Técnica Previa Documentos No Relacionados con Patentes [Documento No Relacionado con Patentes 1] Kishida, "Nippon Steel Technxcal Report" (1999), No. 371, p. 13.
[Documento No Relacionado con Patentes 2] 0. Matsumura et al., "Trans. ISIJ" (1987), vol. 27, p. 570.
[Documento No Relacionado con Patentes 3] Kato et al., "Iron-making Research" (1984), vol. 312, p. 41.
[Documento No Relacionado con Patentes 4] K. Sugimoto et al., "ISIJ International" (2000), vol. 40, p. 920.
[Documento No Relacionado con Patentes 5] Nakayama Steel Works Ltd. NFG product introduction .
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN [Problema que debe Resolver la Invención] Como se describe anteriormente, cuando las medidas para mejorar el estiramiento y la deformabilidad local de las láminas de acero de alta resistencia, por lo general se lleva a cabo el control de la estructura que incluye el control de ' la inclusión. Sin embargo, para el control de la estructura, es necesario que se controle el precipitado, o las fracciones 5 y las formas de las estructuras tales como la ferrita y la bainita.
Por lo tanto se limita la estructura metalográfica de la ; base.
! Un objetivo de la presente invención es mejorar las 10 láminas de acero, laminadas en caliente, en las cuales, los 1 tipos de las fases no se limitan, la resistencia es alta, el ! estiramiento y la deformabilidad locales son superiores, y la i I ! dependencia de la orientación de la conformabilidad es baja, j al controlar no la estructura de la base sino la textura y ¡ I 15 controlando además el tamaño y la forma de las unidades de i ¡ grano de los granos cristalinos, y proporcionar un método para producir las mismas, i La "alta resistencia" descrita en la presente invención i representa una resistencia a la tracción que sea mayor que, o 20 igual a 440 MPa . i Medios para Resolver los Problemas i I ! De acuerdo con los descubrimientos de la técnica ¡ relacionada, como se describe anteriormente, el estiramiento y '. la deformabilidad local, los cuales contribuyen a la capacidad ; 25 de estiramiento de los orificios, la plegabilidad, y las similares, se mejoran mediante el control de la inclusión, el refinamiento de los precipitados, la homogeneización de la estructura, la estructuración única, y la reducción en la diferencia de la dureza entre las estrechuras. Sin embargo, solamente con estas técnicas, se limita la configuración de la estructura principal. Además, cuando se agrega Nb, Ti, o los similares, los cuales son elementos representativos que contribuyen significativamente al aumento de la resistencia, existe el problema de que la anisotropia se incrementa desmesuradamente. Por lo tanto, otros factores de la conformabilidad se deterioran, la dirección de estampado antes de la conformación se limita, y el uso de la misma se limita.
Con el fin de mejorar el estiramiento y la deformabilidad local que contribuyen a la capacidad de estiramiento de los orificios, la forjabilidad de plegamiento, y las similares, los presentes inventores se han enfocado recientemente en las influencias de la textura de las láminas de acero y han investigado y estudiado en detalle los efectos de la misma. Como resultado, se descubrió que la deformabilidad local puede ser mejorada significativamente al controlar, durante el proceso de laminado en caliente, las densidades de polos de las orientaciones de un grupo de orientaciones especificas de los cristales; y controlando el valor de Lankford (valor r) en una dirección (la dirección C) que forma un ángulo de 90° con respecto a la dirección del laminado y el valor de Lankford (valor r) en la dirección que forma un ángulo de 30° con respecto a la dirección del laminado.
Además, se ha descubierto que la deformabilidad local puede ser mejorada adicionalmente al controlar el valor de r en la dirección del laminado, el valor de r en la dirección que forma un ángulo de 60° con respecto a la dirección del laminado, y la forma, el tamaño, y la dureza de los granos cristalinos en una estructura en la cual se controla la resistencia de las orientaciones de un grupo especifico de orientaciones cristalinas.
Sin embargo, de forma general, en una estructura en la cual se incorporan fases producidas a baja temperatura (por ejemplo, bainita y martensita) , es difícil cuantificar los granos cristalinos. Por lo tanto, en la técnica relacionada no se estudian los efectos de la forma y el tamaño de los granos cristalinos .
Por otro lado, los presentes inventores descubrieron que el problema de cuantificación puede ser resuelto definiendo una unidad de grano, la cual se mide como sigue, como los granos cristalinos y usando el tamaño de la unidad de grano como el tamaño de grano.
Es decir, la unidad de grano descrita en la presente invención puede ser obtenida midiendo las orientaciones en un intervalo de medición de 0.5 µp? o menos a una magnificación de, por ejemplo, 1500 veces en el análisis de orientaciones de una lámina de acero usando EBSP (Patrón de Difracción por Retrodispersión de Electrones); y definiendo una posición en la cual la diferencia entre los puntos de medición adyacentes sea mayor a 5° como el limite del grano de una unidad de grano.
Con relación a los granos cristalinos (unidad de grano) definidos como se describe anteriormente, cuando el diámetro del circulo equivalente definido como se describe anteriormente es de y d=2r, cada volumen se obtiene de acuerdo con 47ir3/3; y el tamaño promedio volumétrico del grano puede ser obtenido mediante un promedio ponderado del volumen.
Como resultado de la investigación sobre los efectos del tamaño promedio volumétrico del grano sobre el estiramiento de las unidades de grano, se ha descubierto que la ductilidad y la ductilidad local pueden ser mejoradas controlando la resistencia de las orientaciones de un grupo de orientaciones especificas de los cristales y controlando el tamaño promedio volumétrico el grano para que sea menor o igual al tamaño critico del grano.
La presente invención ha sido realizada con base en los descubrimientos descritos anteriormente y, con el fin de resolver los problemas descritos anteriormente, adopta las siguientes medidas. (1) De acuerdo con un aspecto de la presente invención, se proporcionan láminas de acero, laminadas en caliente que incluyen, en % en masa, C: un contenido de [C] de 0.0001% a 0.40%, Si: un contenido de [Si] de 0.001% a 2.5%, Mn: un contenido de [Mn] de 0.001% a 4.0%, P: un contenido de [P] de 0.001% a 0.15%, S: un contenido [S] de 0.0005% a 0.1%, Al: un contenido [Al] de 0.001% a 2.0%, N: un contenido [N] de 0.0005% a 0.01%, O: un contenido [O] de 0.0005% a 0.01%, y es resto que consiste de fierro e impurezas inevitables, en las cuales una pluralidad de granos cristalinos se presentan en la estructura metalográfica de las láminas de acero; el valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, el cual se representa por la media aritmética de las densidades de polos de las orientaciones {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}>110> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5(7 a 3(7 desde la superficie de las láminas de acero, es 1.0 a 6.5 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es 1.0 a 5.9; y el valor de Lankford rC en la dirección perpendicular a la dirección del laminado es 0.70 a 1.10 y el valor de Lankford r30 en la dirección que forma un ángulo de 30° con respecto a la dirección del laminado es 0.70 a 1.10. (2) En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con (2), el tamaño promedio volumétrico del grano, de los granos cristalinos, puede ser de 2 µ?? a 15 µp?. (3) En las láminas de acero, laminadas en caliente de acuerdo con (1), el valor promedio de las densidades de pilos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> puede ser de 1.0 a 5.0 y la densidad de polos de la orientaciones cristalina {332}<113> puede ser de 1.0 a 4.0. (4) En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con (3) , la relación de área de los granos cristalinos gruesos que tienen un tamaño de grano mayor a 356 µp?, a los granos cristalinos en la estructura metalográfica de las láminas de acero, puede ser de 0% a 10%.
En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (1) a (4),el valor de Lankford rL en la dirección del laminado puede ser de 0.70 a 1.10 y el valor de Lankford r60 en la dirección que forma un ángulo de 60° con respecto a la dirección del laminado, puede ser de 0.70 a 1.10. (5) En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (1) a (5), en donde, cuando la longitud de los granos cristalinos en la dirección del laminado se define como dL y la longitud de los granos cristalinos en la dirección del espesor se define como dt, el porcentaje del área de los granos cristalinos que tienen un valor de 3.0 menos, lo cual se obtiene al dividir la longitud dL en la dirección del laminado entre la longitud dt en la dirección del espesor, para los granos cristalinos en la estructura metalográfica de las láminas de acero, puede ser de 50% a 100%. (7) En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (1) a (6), la fase de ferrita puede estar presente en la estructura metalográfica de las láminas de acero y la dureza de Vickers Hv de la fase de ferrita puede satisfacer la expresión 1 siguiente.
Hv<2090+30* [Si]+21* [Mn]+270* [P]+78* [Nb]1 2+108* [Ti]1 2... (Expresión 1) (8) En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (1) a (7), cuando una fase que tiene la mayor fracción de fase en la estructura metalográfica de las láminas de acero, se define como la fase primario y la dureza de la fase primaria se mide en 100 o más puntos, el valor, el cual se obtiene al dividir la desviación estándar de la dureza entre el valor promedio de la dureza, puede ser menor o igual a 0.2. (9) En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (1) a (8), las láminas de acero pueden incluir ademan uno o más seleccionados de un grupo que consiste de, en % en masa, Ti: un contenido [Ti] de 0.001% a 0.20%, Nb: un contenido [Nb] de 0.001% a 0.20%, V: un contenido [V] de 0.001% a 1.0%, W: un contenido [W] de 0.001% a 1.0%, B: un contenido [B] de 0.0001% a 0.0050%, Mo: un contenido [Mo] de 0.001% a 2.0%, Cr: un contenido [Cr] de 0.001% a 2.0%, Cu: un contenido [Cu] de 0.001% a 2.0%, Ni: un contenido [Ni] de 0.001% a 2.0 ·, Co: un contenido [Co] de 0.0001% a 1.0%, Sn: un contenido [Sn] de 0.0001% a 0.2%, Zr: un contenido [Zr] de 0.0001% a 0.2%, As: un contenido [As] de 0.0001% a 0.50%, Mg: un contenido [ g] de 0.0001% a 0.010%, Ca: un contenido [Ca] de 0.0001% a 0.010%, y REM: un contenido [RE ] de 0.0001% a 0.1%. (10) De acuerdo con otro aspecto de la presente invención, aquí se proporciona un método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, que incluye: llevar a cabo un primer laminado en caliente, el cual reduce un lingote o chapa gruesa de acero que incluye, en % en masa, C: un contenido [C] de 0.0001% a 0.40%, Si: un contenido [si] de 0.001% a 2.5%, Mn: un contenido [Mn] de 0.001% a 4.0%, P: un contenido [P] de 0.001% a 0.15%, S: un contenido [S] de 0.0005% a 0.10%, Al: un contenido [Al] de 0.001% a 2.0%, N: un contenido [N] de 0.0005% a 0.01%, O: un contenido [O] de 0.0005% a 0.01%, y el resto que consiste de fierro y las impurezas inevitables, y el cual incluye al menos un paso a una reducción del laminado de 40% o mayor en un rango de temperaturas de 1000°C a 1200°C, para controlar el tamaño de grano de la austenita para que sea menor o igual a 200 pm; llevar a cabo un segundo laminado en caliente en el cual, cuando la temperatura determinada por los componentes de las láminas de acero de acuerdo con la expresión 2 siguiente se representa por T1°C, la reducción de laminado total es mayor o igual al 50% en un rango de temperaturas de (Tl+30)°C a (T1+200)°C; llevar a cabo un tercer laminado en caliente en el cual, la reducción de laminado total es menor o igual a 30% en un rango de temperaturas de T1°C a menos de (T1+30)°C; terminar los laminados en caliente a una temperatura T1°C o superior, y llevar a cabo un enfriamiento primario entre las estaciones de laminado, de modo tal que cuando el paso de reducción por laminado del 30% o superior en el rango de temperaturas de (T1+30)°C a (T1+200)°C sea un paso de reducción grande, el tiempo de espera y (segundos) desde la terminación del paso final de un paso de reducción grande, al inicio del enfriamiento, satisface la expresión 3 siguiente. ?1=850+10? ( [C] + [N] ) x [MN] +350 ? [Nb] +250 [TI] +40? [B]+10x [Cr] +100? [Mo]+100x[V] ... (Expresión 2) t=lx2.5... (Expresión 3) (en donde ti se representa por la expresión 4 siguiente) t1=0. OOlx ( (Tf-Tl) ??1/100)2-0.109 ( (Tf-Tl) Pl/100) +3.1 ... .. (Expresión 4 ) (en donde Tf representa la temperatura (°C) de las láminas de acero en el momento de la terminación del paso final, y Pl representa la reducción por laminado (%) durante el paso final) . (11) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente,, de acuerdo con el inciso (10), el tiempo de espera t (segundos) puede satisfacer además la expresión 5 siguiente. t<Tl ... (Expresión 5) (12) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con el inciso (10), el tiempo de espera t (segundos) puede satisfacer además la expresión 6 siguiente. tl=t=tl*2.5 ... (Expresión 6) (13) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (109 a (12), el cambio de la temperatura de enfriamiento, el cual es la diferencia entre la temperatura de las láminas de acero en el momento del inicio del enfriamiento y la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento en el enfriamiento primario, puede ser de 40°C a 140°C, y la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento en el enfriamiento primario puede ser menor o igual a (T1+100)°C. (14) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (10) a (13), en el segundo laminado en cliente del rango de temperaturas de (Tl+30)°C a (T1+200)°C, la reducción puede ser llevada a cabo al menos una vez en un paso en una reducción por laminado del 30% o superior. (15) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (10) a (14) , en el primer laminado en caliente, la reducción puede ser llevada a cabo al menos dos veces a una reducción por laminado de 40% o superior, para controlar el tamaño de grano de la austenita para que sea menor o igual a 100 pm. (16) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (10) A (15), el enfriamiento secundario puede iniciar después del paso a través de una estación de laminado final y dentro de un periodo de 10 segundos después de la terminación del enfriamiento primario. (17) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (10) a (16), en el segundo laminado en caliente, el aumento en la temperatura de las láminas de acero entre los pasos puede ser menor o igual a 18 °C. (18) En el método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de los incisos (10) a (17), los lingotes o las chapas gruesas de acero pueden incluir además uno o más seleccionados del grupo que consiste de, en % en masa, Ti: un contenido [Ti] de 0.001% a 0.20%, Nb: un contenido [Nb] de 0.001% a 0.20%, V: un contenido [V] de 0.001% a 1.0%, W: un contenido [W] de 0.001% a 1.0%, B: un contenido [B] de 0.0001% a 0.0050%, Mo: un contenido [Mo] de 0.001% a 2.0%, Cr: un contenido [Cr] de 0.001% a 2.0%, Cu: un contenido [Cu] de 0.001% a 2.0%, Ni: un contenido [Ni] de 0.001% a 2.0%, Co: un contenido [Co] de 0.0001% a 1.0%, Sn: un contenido [Sn] se 0.0001% a 0.2%, Zr: un contenido [Zr] de 0.0001% a 0.2%, As: un contenido [As] de 0.0001% a 0.50%, Mg: un contenido [Mg] de 0.0001% a 0.010%, Ca: un contenido [Ca] de 0.0001% a 0.010%, y REM: un contenido [REM] de 0.0001% a 0.1%.
[Ventajas de la invención] De acuerdo con la presente invención, se pueden obtener láminas de acero, laminadas en caliente, en las cuales, aun cuando se agreguen elementos tales como Nb o Ti, la influencia sobre la anisotropía es pequeña y el estiramiento y la deformabilidad local son superiores.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La FIG. 1 es un diagrama que ilustra la relación entre el valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y el valor de espesor /radio de curvatura mínimo de las láminas, en las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
La FIG. 2 es un diagrama que ilustra la relación entre la densidad de polos de la orientación {332}<113> y el valor del espesor/radio de curvatura mínimo de las láminas, en las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
La FIG. 3 es un diagrama que ilustra la relación entre el número del laminado a una reducción por laminado de 40% o superior y el tamaño de grano de la austenita durante el laminado tosco (primer laminado en caliente) , de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
La FIG. 4 es un diagrama que ilustra la relación entre la reducción por laminado total en un rango de temperaturas de (T1+30)°C a (T1+200)°C y el valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> en las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
La FIG. 5 es un diagrama que ilustra la relación entre la reducción por laminado total en un rango de temperaturas de (T1+30)°C a (T1+200)°C y una densidad de polos de la orientación {332}<113> en las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
La FIG. 6 es un diagrama que ilustra la relación entre la resistencia y la capacidad de estiramiento de los orificios de las láminas de acero, de acuerdo con una modalidad de la presente invención y una lámina comparativa.
La FIG. 7 es. un diagrama que ilustra la relación entre la resistencia y la plegabilidad de las láminas de acero de acuerdo con una modalidad de la presente invención y una lámina comparativa.
La FIG. 8 es un diagrama que ilustra la relación entre la resistencia y el estiramiento de las láminas de acero, laminadas en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención y una lámina comparativa.
La FIG. 9 es un diagrama de flujo que ilustra un método para producir las láminas de acero, laminadas en caliente de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Modalidades de la invención A partir de aquí se describirá en detalle una modalidad de la presente invención. (1) El valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113>, en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero: En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la modalidad, el valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, la cual se representa por el valor medio aritmético de las densidades de polos de las orientaciones {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y 1223 }<110> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero, es un valor característico particularmente importante.
Como se ilustra en la FIG. 1, cuando el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero, es menor o igual a 6.5, es decir, cuando el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, el cual se obtiene calculando las relaciones de intensidad de las orientaciones a una muestra aleatoria de acuerdo con el método ESBP, es menor o igual a 6.5, el valor de d/Rm (curvatura en la dirección C) de la relación espesor/radio de curvatura mínimo de las láminas, el cual es necesario para procesar los componentes de suspensión y los componentes del bastidor es mayor o igual a 1.5. además, cuando el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> es menor o igual a 5.0, la relación del plegado en la dirección de 45° al plegado en la dirección C (plegado en la dirección de 45°/ plegado en la dirección C) como el índice que indica la dependencia de la orientación (isotropía) de la conformabilidad, es menor o igual a 1.4, lo cual es más preferible puesto que la deformabilidad local es alta independientemente de la dirección de plegado. Cuando es necesaria una capacidad de estiramiento de los orificios superior y una propiedad de plegado límite baja, el valor promedio de las densidades de polos es más preferiblemente menor a 4.0 y aún más referiblemente menor a 3.0.
Cuando el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> es mayor a 6.5, la anisotropia de las propiedades mecánicas de las láminas de acero se incrementa excesivamente. Como resultado, aun cuando se mejora la deformabilidad local en una dirección, las propiedades materiales se deterioran significativamente en diferentes direcciones desde la dirección y la expresión descrita anteriormente del espesor de las láminas/radio de curvatura minimo=1.5 no se satisface.
Entretanto, cuando el valor promedio de las densidades de polos es menor a 1.0, existe una preocupación relacionada con el deterioro de la deformabilidad local.
Por la misma razón, como se ilustra en la Fig. 2, cuando la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero es menor o igual a 5.0, se satisface el valor de espesor/radio de curvatura mínimo de las láminas de 1.5 o mayor, el cual es necesario para el procesamiento de los componentes de suspensión .
Además, cuando la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es mayor o igual a 4.0, la relación del plegado en la dirección de 45° al plegado en la dirección C es menor o igual a 1.4, lo cual es más preferible. La densidad de polos descrita anteriormente es más preferiblemente menor o igual a 3.0. Cuando la densidad de polos es mayor a 5.0, la anisotropia de las propiedades mecánicas de las láminas de acero se incrementa excesivamente. Como resultado, aun cuando se mejora la deformabilidad local en una dirección, las propiedades materiales se deterioran significativamente en diferentes direcciones desde la dirección. Por lo tanto, la expresión de espesor de la láminas/radio de curvatura minimo=1.5 o la expresión de la relación de plegado en la dirección de 45° al plegado en la dirección C=1.4 no puede ser satisfecha. Por otro lado, cuando la densidad de polos es menor a 1.9, existe una cuestión relacionada con el deterioro de la deformabilidad local.
La razón por la cual la densidad de polos descrita anteriormente, de la orientación cristalina, es importante para la capacidad de fijación de la forma durante el plegado no es clara, pero se considera que la densidad de polos tiene una relación con el comportamiento de deslizamiento de los cristales durante la deformación por plegado. (2) Valor rC en la dirección perpendicular a la dirección el laminado: Este valor rC es importante en la modalidad. Es decir, como resultado de la investigación exhaustiva, los presentes inventores descubrieron que, aun cuando solo sean apropiadas las densidades de polos descritas anteriormente de los varios tipos de orientaciones cristalinas, la capacidad de estiramiento de los orificios y la plegabilidad superiores no pueden ser obtenidas necesariamente. Además, de las densidades de polos descritas anteriormente, es necesario que el rC sea de 0.70 a 1.10.
Cuando este valor de rC es de 0.70 a 1.10 se puede obtener una deformabilidad local superior. (3) Valor r30, de r, en una dirección que forma un ángulo de 30° con respecto a la dirección del laminado: Este valor r30 es importante en la modalidad. Es decir, como resultado de la investigación exhaustiva, los presentes inventores descubrieron que, cuando sean apropiadas las densidades de polos descritas anteriormente de los varios tipos de orientaciones cristalinas, no puede ser obtenida necesariamente la deformabilidad local superior. Además, de las densidades de polos descritas anteriormente, es necesario que r30 sea de 0.70 a 1.10.
Cuando este valor de r30 es 0.70 a 1.10, se puede obtener la deformabilidad local superior. (4) Tamaño promedio volumétrico de grano de los granos cristalinos Como resultado de la investigación exhaustiva sobre el control de la textura y la microestructura de las láminas de acero, laminadas en caliente, los presentes inventores descubrieron que, bajo las condiciones en que se controla la textura como se describe anteriormente, la influencia del tamaño, en particular, el tamaño promedio volumétrico el grano sobre el estiramiento es extremadamente grande; y el estiramiento puede ser mejorado al refinar el tamaño promedio volumétrico del grano. Además, los presentes inventores descubrieron que las propiedades de fatiga (coeficiente de limite de fatiga) , las cuales se requieren para las láminas de acero automotrices y las similares, pueden ser mejoradas refinando el tamaño promedio volumétrico de grano.
Con relación a la contribución de la unidad de grano, aun cuando el número de los granos cristalinos sea pequeño, cuando el tamaño grande la unidad de grano aumenta, el estiramiento se deteriora. Por lo tanto, el tamaño de la unidad de grano tiene una fuerte correlación no con el tamaño promedio de grano normal sino con el tamaño promedio volumétrico de grano obtenido mediante el promedio ponderado del volumen. Con el fin de obtener los efectos descritos anteriormente, es preferible que el tamaño promedio volumétrico de grano sea de 2 µ?? a 15 pm. En el caso de las láminas de acero que tienen una resistencia a la tracción de 540 Pa o superior, es más preferible que el tamaño promedio volumétrico de grano sea mayor o igual a 9.5 µ??.
La razón por la cual se mejora el estiramiento por el refinamiento del tamaño promedio volumétrico del grano no es clara, pero se considera que la dispersión de tensión se promueve durante la deformación local al suprimir la concentración local de la tensión a escala micro. Además, se considera que la concentración local microscópica de los tensión puede ser suprimid al mejorar la homogenizacion de la deformación, los tensión a escala micro pueden ser dispersados uniformemente, y se puede mejorar el estiramiento uniforme. Entretanto, la razón por la cual se mejoran las propiedades de fatiga mediante el refinamiento del tamaño promedio volumétrico del grano, se considera que se debe a que el fenómeno de fatiga es la deformación plástica repetitiva la cual es un movimiento de dislocación, este fenómeno se ve afectado en gran medida por los limites de los granos, los cuales son una barrera para el mismo.
La medición de la unidad de grano es como se describe anteriormente. (5) Proporción de cristales gruesos que tienen un tamaño de grano mayor a 35 µp? Se ha descubierto que la plegabilidad se ve afectada en gran medida por la propiedad equiaxial de los granos cristalinos y el efecto de la misma es grande. Con el fin de suprimir la localización de los tensión y mejorar la plegabilidad por medio de los efectos de las propiedades isotropicas y equiaxxales, es preferible que la razón del área (la razón del área de granos gruesos) de los granos cristalinos gruesos que tienen un tamaño de granos mayor a 35 µp? a los granos cristalinos en la estructura metalográfica es menor y 0% 10%. Cuando la relación es menor o igual al 10%, la plegabilidad puede ser mejorada de forma suficiente.
La razón no es clara, pero se considera que la deformación por plegado es el modo en el cual se concentra localmente la tensión; y el estado en el cual se concentra la tensión sobre todos los granos cristalinos de forma uniforme y equivalente es ventajoso para la plegabilidad. Se considera que, cuando la cantidad de granos cristalinos que tienen un tamaño de grano grande, es extensa, aun si las propiedades isotrópicas y equiaxiales son suficientes, los granos cristalinos locales se deforman; y como resultado, debido a las orientaciones de los granos cristalinos deformados localmente, la irregularidad en la plegabilidad es grande y la plegabilidad se deteriora. (6) valor de r, rL, en la dirección del laminado y valor de r, r60 en la dirección que forma un ángulo de 60° con respecto a la dirección del laminado: Además, como resultado de la investigación exhaustiva, se descubrió que, en el estado en el cual, las densidades de polos descritas anteriormente, de los varios tipos de orientaciones cristalinas, rC, y r30 se controlan en los rangos predeterminados, cuando el valor de r, rL en las direcciones del lamiando es de 0.70 a 1.10; y el valor de r, r60 en la dirección que forma un ángulo de 60° con respecto a la dirección del laminado es 0.70 a 1.10, se puede obtener una deformabilidad local superior.
Por ejemplo, cuando el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> es de 1.0 a 6.5; la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es de 1.0 a 5.0; los valores de rC y r30 son 0.70 a 1.10; y los valores de rL y r60 son 0.70 a 1.10, la se satisface la expresión de espesor/radio de curvatura mínimo de las láminas=2.0.
Se sabe en general que la textura y el valor de r tienen una correlación entre si. Sin embargo, en las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la modalidad, la limitación descrita anteriormente con relación a las densidades de polos de las orientaciones cristalinas y la limitación, descrita anteriormente, con relación a los valores de r, no tienen el mismo significado. Por lo tanto, cuando se satisfacen ambas limitaciones, se puede obtener la deformabilidad local superior. (7) Proporción de granos que tienen propiedades equiaxiales superiores.
Como resultado de la investigación posterior sobre la deformabilidad local, los presentes inventores descubrieron que, cuando las propiedades equiaxiales de los granos cristalinos son superiores en el estado donde se satisface la textura y los valores de r descritos anteriormente, la dependencia de la orientación del plegado es pequeña y se mejora la deformabilidad local. El índice que induce la propiedad equiaxial superior es la proporción de granos cristalinos que tienen un valor de 3.0 o menos a todos los granos cristalinos en las estructura metalográfica de las láminas de acero y que tienen propiedades equiaxiales superiores, en los cuales, el valor se obtiene dividiendo la longitud dL en la dirección del laminado en caliente entre la longitud dt en la dirección del espesor (dL/dt) , es decir, la fracción de granos equiaxiales. Es preferible que la fracción de granos equiaxiales se de 505 a 100%. Cuando la fracción de granos equiaxiales es menor al 50%, la plegabilidad R en la dirección L, la cual es la dirección del laminado, o en la dirección C, la cual es la dirección perpendicular a la dirección del laminado, se deteriora. (8) Dureza de la fase de ferrita: Con el fin de mejorar el estiramiento, es preferible que esté presente la estructura de ferita en las láminas de acero, y es más preferible que la proporción de la estructura de ferita a la estructura total sea mayor o igual al 10%. En este momento, es preferible que la dureza de Vickers de la fase de ferita obtenida, satisfaga la siguiente expresión (expresión 1) . Cuando la dureza de Vickers es mayor o igual a esta, el efecto de mejoría del estiramiento por la presencia de la fase de ferrita no puede ser obtenida.
Hv<200+30x [Si]+21x [??]+270? [?]+78? [Nb]1 2+108x [Ti] 1 2...
.. (Expresión 1 ) [Si], [ n], [P], [Nb] , y [Ti] representan las concentraciones de los elementos (% en masa) en peso de los mismos en las láminas de acero. (9) Desviación estándar de la dureza de la fase primaria/valor promedio de la dureza Además de la textura, el tamaño de grano, y la propiedad equiaxial, la homogeneidad de cada grano cristalino también contribuye en gran medida a la dispersión uniforme de la tensión de orden micro durante el laminado. Como resultado de la investigación sobre la homogeneidad, los presentes inventores descubrieron que el balance entre la ductilidad y la deformación local del producto final puede ser mejorado en una ¦ estructura que tenga alta homogeneidad de la fase primaria. Esta homogeneidad se defina midiendo la dureza de la fase primaria que tiene una fracción de fase más alta con un nanoindentador , en 100 o más puntos, bajo una carga de 1 mN; y obteniendo la desviación estándar de los mismos. Es decir, mientras más baja sea la deviación estándar de dureza/valor promedio de la dureza, mayor será la homogeneidad, y cuando el valor promedio es menor o igual a 0.2, se obtiene el efecto de la misma. En el nanoindentador (por ejemplo, UMIS-200, fabricado por CSIRO) , la dureza de un grano cristalino individual que no tiene un limite de grano, puede ser medida usando un indentador que tiene un tamaño más pequeño que el tamaño del grano.
La presente invención puede ser aplicada a todas las láminas de acero, laminadas en caliente, y cuando se satisfacen las limitaciones descritas anteriormente, el estiramiento y la deformabilidad local, tal como la forjabilidad de plegado o la capacidad de estiramiento de los orificios, de las láminas de acero, laminadas en caliente, se mejoran significativamente sin estar limitadas a una combinación de estructuras metalográficas de las láminas de acero. Las láminas de acero, laminadas en caliente, descritas anteriormente, incluyen bandas de acero laminadas en caliente las cuales son laminadas base para láminas de acero, laminadas en frió o láminas de acero electrozincadas .
La densidad de polos es un sinónimo de - relación de intensidades aleatorias de rayos X. La relación de intensidades aleatorias de rayos X es el valor obtenido al menor las intensidades de rayos X de una muestra de referencia que no tiene acumulación en una orientación especifica y una muestra de prueba, con un método de difracción de rayos X bajo las mismas condiciones; y dividiendo la intensidad de rayos x de la muestra de prueba entre la intensidad de rayos X de la muestra de referencia. La densidad de polos puede ser medida por medio de un método de difracción de rayos X, EBSP, o ECP (Patrón de Canalización de Electrones) . Por ejemplo, el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> se calcula obteniendo las densidades de polos de las orientaciones {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> de una textura tridimensional (ODF) la cual se calcula usando varias figuras polares {110}, {100}, {211}, y {310} de acuerdo con método de expansión en serie; y obteniendo el valor medio aritmético de estas densidades de polos. En la medición, solo es necesario que una muestra, la cual se proporciona para el método de difracción de rayos X, EBSP, o ECP, se prepara de acuerdo con el método descrito anteriormente, de modo tal que el espesor de las láminas de acero sea reducido a un espesor predeterminado por medio de pulido mecánico o los similares; los tensión de eliminan por medio de pulido químico, pulido electrolítico, o los similares; y se obtiene una superficie apropiada, en un rango de espesores de 3/8 a 5/8 como la superficie de medición. Es preferible que se obtenga una dirección transversal en la posición de 1/4 o la posición de 3/4 desde la porción extrema de las láminas de acero.
Por supuesto, cuando se satisface la limitación relacionada con la densidad de polos descrita anteriormente, no solo en la porción central del espesor sino en tantas porciones que tengan varios espesores como sea posible, se mejora adicionalmente la deformabilidad. Sin embargo, como resultado de la investigación sobre la influencia de la textura sobre las propiedades materiales de las láminas de acero, se ha descubierto que la acumulación de la orientación en la porción central del espesor en un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde. la superficie de las láminas de acero, afecta en mucho mayor medida la anisotropia de las láminas de acero; y representa aproximadamente las propiedades materiales de las láminas de acero completas. Por lo tanto, se especifica el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113>, en la porción central del espesor en un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero.
Aqui, {hkl}<uvw> representa que, cuando se prepara una muestra de acuerdo con el método descrito anteriormente, la dirección normal del plano de las láminas es paralela a {hkl}; y la dirección del laminado es paralela a <uvw>. Con relación a las orientaciones cristalinas, por lo general, las orientaciones perpendiculares al plano de las láminas se representan por [hkl] o {hkl}; y las orientaciones paralelas a la dirección de laminado se representan por (uvw) o <uvw>. {hkl} y <uvw> representan los términos colectivos para los planos equivalentes, y [hkl] y (uvw) representan los planos cristalinos individuales. Es decir, ya que las estructuras centradas en el cuerpo son el objetivo de la modalidad, por ejemplo, los planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (- 11-1), (1-1-1) y (-1-1-1) son equivalentes y no pueden ser distinguidos entre si. En tal caso, estas orientaciones se llaman colectivamente {111}. Ya que la ODF también se usa para representar las orientaciones de las potras estructuras cristalinas poco simétricas, las orientaciones individuales se representan de forma general por [hkl] (uvw) . Sin embargo, en la modalidad, [hkl] (uvw) y {hkl}<uvw> son sinónimos.
La estructura metalográfica en cada lámina de acero puede ser determinada como sigue.
La perlita se especifica por medio de observación de la estructura usando un microscopio óptico. Enseguida, se determinan las estructuras cristalinas usando el método de ESBP, y los cristales que tienen la estructura de fcc se definen como austenita la ferrita, bainita, y martensita, las cuales tienen una estructura bcc pueden ser identificadas usando un método de KAM (Desalineación Promedio del Núcleo) equipado con EBSP-OIM (marca registrad) . En el método KAM se lleva a cabo el cálculo para cada pixel en los cuales las diferencias de orientación entre los pixeles se promedian usando, entre los datos de la medición, una primera aproximación de seis pixeles adyacentes de los pixeles de un hexágono regular, una segunda aproximación de 12 pixeles del mismo, los cuales son más externos, y una tercera aproximación de 18 pixeles del mismo, los cuales son más externos; y el valor promedio se ajusta a un valor central del pixel. Al llevar a cabo este cálculo para no exceder el límite del grano, puede ser creado un mapa que represente los cambios de orientación en los granos. Este mapa muestra la distribución de la tensión con base en los cambios de orientación local en los granos cristalinos.
En los ejemplos de acuerdo con la presente invención, la condición para calcular las diferencias de orientación entre los pixeles adyacentes en EBSP-OIM (marca registrada) se ajusta a la tercera aproximación y estas diferencias de orientación se ajustan para ser menores o iguales a 5o. En la tercera aproximación, descrita anteriormente, de las diferencias de orientación, cuando el valor calculado es mayor a 1°, los pixeles se definen como bainita o martensita las cuales son productos de transformación a baja temperatura; y cuando el valor calculado es menor o igual a Io, los pixeles se definen como ferrita. La razón es la siguiente: ya que la ferrita pro-eutectoide poligonal transformada a alta temperatura se produce por medio de transformación por difusión, la densidad de dislocaciones es baja, la deformación en los granos cristalinos es pequeña, y las diferencias entre las orientaciones cristalinas en los graos cristalinos son pequeñas; y como resultado de varias investigaciones las cuales han sido llevadas a cabo por los presentes inventores, se ha descubierto que la fracción volumétrica de la ferita obtenida por medio de observaciones usando un microscopio óptico, corresponde aproximadamente al porcentaje de área obtenido por medio de la tercera aproximación de las diferencia de orientación de °1 en el método KAM.
Los valores respectivos de r descritos anteriormente se evalúan en una prueba de tracción usando una probeta para pruebas de tracción JIS no. 5. La deformación por tracción se evalúa en un rango de estiramiento uniforme de 5% a 15%.
La dirección en la cual se lleva el plegado, varia dependiendo de las piezas de trabajo y por lo tanto no está particularmente limitado. En las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la presente invención, se suprime la anisotropia en el plano de las láminas de acero; y la plegabilidad en la dirección C es deficiente. Ya que la dirección C es la dirección en la cual la plegabilidad del material laminado se deteriora más significativamente, la plegabilidad se satisface en todas las direcciones.
Como se describe anteriormente, el tamaño de grano de la ferrita, bainita, martensita, y austenita puede ser obtenido midiendo las orientaciones en un intervalo de medición, por ejemplo, de 0.5 µ?? o menor a una magnificación de 1500 veces en el análisis de orientaciones de las láminas de acero, usando EBSP; definiendo la posición en la cual, la diferencia de orientación entre los puntos de medición adyacentes es mayor a 15°, como los limites del grano; y obteniendo el diámetro del circulo equivalente del limite del grano. En este momento, las longitudes de los granos en la dirección del laminado y la dirección del espesor también obtienen, para obtener dL/dt.
Cuando se presenta la estructura de perlita en la estructura metalográfica, la fracción de granos equiaxiales dL/dt y el tamaño de grano de los mismos se pueden obtener con un método de binarización o de conteo de puntos en la observación de estructuras usando un microscopio óptico.
Enseguida se describirán las condiciones de limitación para los componentes de las láminas de acero. "%" representa el contenido de cada componente en "% en masa" C es un elemento que está contenido básicamente en las láminas de acero, y el limite inferior del contenido [C] del mismo es de 0.0001%. El limite inferiores más preferiblemente de 0.001% con el fin de suprimir un aumento excesivo en los costos de fabricación del acero de las láminas de acero; y es aún más preferiblemente 0.01% con el fin de obtener acero de alta resistencia a un bajo costo. Por otro lado, cuando el contenido [C] de C es mayor a 0.40%, la forjabilidad y la soldabilidad se deterioran. Por lo tanto el limite superior se ajusta a 0.40%. ya que la adición excesiva de C deteriora significativamente la soldabilidad por puntos, el contenido [C] es más preferiblemente menor o igual al 0.30%. el contenido [C] es aún más preferiblemente menor o igual al 0.20%.
El Si es un elemento efectivo para aumentar la resistencia mecánica de las láminas de acero. Sin embargo, cuando el contenido [Si] del mismo es mayor a 2.5%, la forjabilidad puede deteriorarse o se pueden generar defectos superficiales. Por lo tanto, el limite superior se ajusta a 2.5%. Entretanto, cuando el contenido [si] del Si en el acero para uso práctico es menor a 0.001%, puede haber un problema. Por lo tanto, el limite inferior se ajusta a 0.001%. El limite inferior es preferiblemente de 0.01% y más preferiblemente de 0.05%.
El Mn es un elemento efectivo para aumentar la resistencia mecánica de las láminas de acero. Sin embargo, cuando el contenido [Mn] del mismo es mayor a 4.0%, la forjabilidad se deteriora. Por lo tanto, el limite superior se ajusta a 4.0%. El Mn suprime la producción de ferrita, y por lo tanto, cuando se desea que la estructura contenga una fase de ferrita para asegurar el estiramiento, el contenido es preferiblemente menor o igual a 3.0%. Entretanto, el limite inferior del contenido [Mn] de Mn se ajusta a 0.001%. Sin embargo, con el fin de evitar un aumento excesivo en el costo de fabricación del acero de las láminas de acero, el contenido [Mn] preferiblemente es mayor o igual a 0.01%. El limite inferior es más preferiblemente 0.2%. Además, cuando no se agrega de forma suficiente un elemento para suprimir la fracturación en caliente por S, distinto al Mn, como por ejemplo Ti, es preferible que el Mn sea agregado de modo tal que el contenido satisfaga, en % en peso, la expresión [Mn] / [S]=20.
Con relación a los contenidos [P] y [S] del P y el S, con el fin de evitar el deterioro de la forjabilidad y la fracturación durante el laminado en caliente o el laminado en frió, [P] se ajusta para ser menor o igual a 0.015% y [S] se ajusta para ser menor o igual a 0.10%. El limite inferior de [P] se ajusta a 0.001% y el limite inferior de [S] se ajusta a 0.0005%. Ya que la desulfuración extrema provoca un aumento excesivo en el costo, el contenido [S] es más preferiblemente mayor o igual a 0.001%. 0.001% o más de Al se agrega para la desoxidación. Sin embargo, cuando es necesaria una desoxidación suficiente, es más preferible que se agregue 0.01% o más de Al. Es aún más preferible que se agregue 0.02% o más de Al. Sin embargo, cuando el contenido de Al es demasiado grande, la soldabilidad se deteriora. Por lo tanto, el limite superior se ajusta a 2.0%. Es decir, el contenido [Al] del Al es de 0.01% a 2.0%.
N y O son impurezas, y los contenidos [N] y [0] tanto de N y O se ajustan para ser menores o iguales a 0.01% para no deteriorar la forjabilidad. Los limites inferiores de ambos elementos se ajustan a 0.0005%. sin embargo, con el fin de suprimir un aumento excesivo en el costo de fabricación del acero de las láminas de acero, los contenidos [N] y [O] de los mismos, preferiblemente son mayores o iguales a 0.001%. los contenidos [N] y [O] son más preferiblemente mayores o iguales a 0.002%.
Los elementos químicos descritos anteriormente son los componentes base (elementos base) del acero de acuerdo con la modalidad. La composición química en la cual los se controlan (están contenidos o limitados) los elementos base; y por lo tanto, el resto de los mismos es fierro y las impurezas inevitables, es una composición básica de acuerdo con la presente invención. Sin embargo, además de esta composición básica (en lugar de una parte de Fe del balance) , el acero de acuerdo con la modalidad puede contener además opcionalmente los siguientes elementos químicos (elementos opcionales) . Aun cuando estos elementos opcionales se incorporen inevitablemente (por ejemplo, la cantidad de cada elemento opcional sea menor al límite inferior) en el acero, los efectos de la modalidad no se deterioran.
Es decir, para aumentar la resistencia mecánica a través de la reforzamiento por precipitación o para el control de la inclusión y el refinamiento por precipitación para mejorare la deformabilidad local, las láminas de acero de acuerdo con la modalidad pueden contener además uno o más seleccionados del grupo que consiste de Ti, Nb, B, g, REM, Ca, Mo, Cr, V, , Cu, Ni, Co, Sn, Zr, y As los cuales son los elementos usados en la técnica relacionada. Para el reforzamiento por precipitación, es efectivo producir nitruro de carbono fino y agregar Ti, Nb, V, o W.
Además, el Ti, Nb, V, o , son elementos sólidos y tienen el efecto de contribuir al refinamiento del grano.
Con el fin de obtener el efecto de reforzamiento por precipitación mediante la adición de Ti, Nb, V, o W, es preferible que el contenido [Ti] del Ti sea mayor o igual a 0.001%; el contenido [Nb] del Nb sea mayor o igual a 0.001%; el contenido [V] del V sea mayor o igual a 0.001%; y el contenido [W] del W sea mayor o igual a 0.001%. Cuando la precipitación es particularmente necesaria, es más preferible que el contenido [Ti] del Ti sea mayor o igual a 0.01%; el contenido [Nb] del Nb sea mayor o igual a 0.005%; el contenido [V] del V sea mayor o igual a 0.01%; y el contenido [ ] del W sea mayor o igual a 0.01%. Además, el Ti y el Nb tienen el efecto de mejorar las propiedades a través de mecanismos distintos al reforzamiento por precipitación, tales como la fijación de nitrógeno, el control de la estructura, y el reforzamiento de los granos finos. Además, el V es efectivo para el reforzamiento por precipitación, produce una cantidad más pequeña de deterioro en la deformabilidad local por la adición del mismo que la del o o Cr, y es efectivo cuando es necesaria una capacidad de estiramiento de los orificios y plegabilidad superiores. Sin embargo, aun cuando estos elementos de agreguen de forma excesiva, el aumento en la resistencia se satura, la recristalización después del laminado en caliente se suprime y existen problemas en el control de orientación de los cristales. Por lo tanto, es preferible que los contenidos [Ti] y [Nb] del Ti y el Nb sean menores o iguales a 0.20%; y los contenidos [V] y [ ] del V y el W sean menores o iguales al 1.0%. Sin embargo, cuando el estiramiento es particularmente necesario, es más preferible que el contenido [V] del V sea menor o igual a 0.50%; y el contenido [ ] del sea menor o igual a 0.50%.
Cuando se desea que se garantice la resistencia al aumentar la endurecibilidad de la estructura y controlar una segunda fase, es efectivo agregar uno, dos o más seleccionados del grupo que consiste de B, o, Cr, Cu, Ci, Co, Sn, Zr, y As. Adicionalmente, además de los efectos descritos anteriormente, el B tiene el efecto de mejorar las propiedades materiales, a través de mecanismos distintos al mecanismo descrito anteriormente, como por ejemplo fijación del carbono o el nitrógeno, reforzamiento por precipitación, y reforzamiento por granos finos. Además, el Mo y el Cr tienen el efecto de mejorar las propiedades materiales además del efecto de mejorar la resistencia mecánica. & Con el fin de obtener estos efectos, es preferible que el contenido [B] del B sea mayor o igual a 0.0001%; el contenido [Mo] del Mo, el contenido [Cr] del Cr, el contenido [Ni] del Ni, y el contenido [Cu] del Cu sea mayor o igual a 0.001%; y el contenido [Co] del Co, el contenido [Sn] del Sn, el contenido [Zr] del Zr, y el contenido [As] del As sea mayor o igual a 0.0001%. Sin embargo, por el contrario, ya que la adición excesiva de estos elementos deteriora la forjabilidad, es preferible que el limite superior del contenido [B] del B se ajuste a 0.0050%; el limite superior del contenido [Mo] del Mi se ajuste a 2.0%; los limites superiores del contenido [Cr] del Cr, el contenido [Ni} del Ni, y el contenido [Cu] del Cu se ajusta a 2.0%; el limite superior del contenido [Co] de Co se ajusta a 1.0%; los limites superiores del contenido [Sn] del Sn y el contenido [Zr] del Zr se ajustan a 0.2%; y el limite superior del contenido [As] del As se ajusta a 0.50%. Cuando la forjabilidad se requiere contundentemente y o particularmente, es preferible que el limite superior del contenido [B] del B se ajuste a 0.005%; y el limite superior del contenido [Mo] del Mo se ajuste a 0.50%. Además, desde el punto de vista del costo, es más preferible que el B, Mo, Cr, As se seleccionen de entre los elementos de adición descritos anteriormente .
El Mg, REM, y el Ca son elementos de adición importantes para producir inclusiones inofensivas y mejorad adicionalmente la deformabilidad . Con el fin de obtener estos efectos, los@ limites inferiores de los contenidos [Mg] , [REM] , y [Ca] se ajustan a 0.0001%, respectivamente. Sin embargo, cuando es necesario que se controle la forma de las inclusiones, es preferible que los contenidos sean mayores o iguales al 0.0005%, respectivamente. Por otro lado, ya que la adición en exceso de los mismos lleva al deterioro de la sanidad, el limite superior de contenido [Mg] del Mg se ajusta a 0.010%, el limite superior del contenido [REM] de REM se ajusta a 0.1% y el limite superior del contenido [Ca] del Ca se ajusta a 0.010%.
Aun cuando las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la modalidad se sometan a cualquier tratamiento superficial, el efecto de mejoría de la deformabilidad local no desaparece. Aun cuando las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la modalidad se sometan a electrodeposición, galvanización por inmersión en caliente, galvanización por deposición, formación de revestimiento orgánico, laminado de películas, un tratamiento con una sal orgánica/una sal inorgánica, y un tratamiento que no contenga cromo, los efectos de la invención pueden ser obtenidos.
Enseguida, se describirá un método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con una modalidad de la presente invención.
Con el fin de lograr el estiramiento y la deformabilidad local superiores, es importante que se forme una textura que tenga densidades de polos predeterminadas; y se satisfagan las condiciones para rC y r30. Además, es más preferible que se satisfagan las condiciones para la unidad de grano (tamaño promedio volumétrico del grano), el porcentaje de área de las partículas gruesas, la propiedad equiaxial, la homogeneización, y la supresión del endurecimiento excesivo de la ferrita. Las condiciones de producción para satisfacer estas condiciones se describirán en detalle a continuación.
El método de producción el cual se lleva a cabo antes del laminado en caliente no está particularmente limitado. Es decir, un lingote puede ser preparado usando un alto horno, un horno eléctrico, o los similares; y se pueden llevar a cabo varios tipos de fundiciones; y el colado se puede llevar a cabo con un método tal como el colado continuo normal, colado de lingotes, o colado de planchas delgadas. En el caso del colado continuo, plancha colada puede ser enfriada a una temperatura baja una vez y calentada otra vez para el laminado en caliente; o puede ser laminada en caliente después del colado, sin enfriar la plancha colada a una temperatura baja. Como la materia prima se puede usar chatarra.
Las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la modalidad se obtienen usando los componentes del acero descritos anteriormente cuando se satisfacen los siguientes requerimientos .
Con el fin de satisfacer los valores predeterminados de rC, de 0.70 o superior y r30 de 1.10 o inferior, descritos anteriormente, el tamaño de grano de la austenita después del laminado burdo, es decir, antes de terminar el laminado es importante. Por lo tanto, el tamaño de grano de la austenita antes del laminado de acabado se controla para ser menor o igual a 200 m. Al reducir el tamaño de grano de la austenita antes del laminado de acabado, se puede mejorar el estiramiento y la deformabilidad local.
Con el fin de controlar el tamaño de grano de la austenita antes de terminar el laminado para que sea menor o igual a 200 µ?t?, como se ilustra en la FIG. 3, es necesario que el laminado burdo (primer laminado en caliente) sea llevado a cabo en un rango de temperaturas de 1000°C a 1200°C; y la reducción se lleva a cabo al menos una vez en un rango de temperaturas a una reducción por laminado del 40% o superior.
Además, con el fin de mejorar la deformabilidad local al controlar rL y r60 para promover la recristalización de la austenita durante el laminado de acabado posterior, el tamaño de grano de la austenita antes del laminado de acabado preferiblemente es menor o igual a 100 µ??. Con este fin, es preferible que la reducción sea llevada a cabo dos o más veces a una reducción por laminado del 40% en el primer laminado en caliente. Cuando la reducción por laminado es mayor y el número de reducciones es mayor; el tamaño de grano de la austenita se vuelve más pequeño. Sin embargo, cuando la reducción por laminado es superior al 70% o cuando el laminado burdo se lleva a cabo más de 10 veces, hay problemas sobre la reducción de la temperatura y la producción excesiva de escoria .
Se considera que la razón por la cual el refinamiento del tamaño de grano de la austenita afecta la deformabilidad local es que el limite de los granos de austenita después del laminado burdo, es decir, antes del laminado de acabado funcionan como núcleos de recristalización durante el laminado de acabado.
Con el fin de confirmar el tamaño de grano de la austenita después del laminado burdo, es preferible que las láminas de acero antes del laminado de acabado, sean enfriadas tan rápidamente como sea posible. Las láminas de acero se enfrian a una velocidad de enfriamiento de 10°C/s o superior, la estructura de la sección transversal de las láminas de acero se somete a ataque químico para hacer que los granos de austenita sobresalgan, y la medición se lleva a cabo usando un microscopio óptico. En este momento, 20 o más campos visuales se miden con un método de análisis de imágenes o de contabilización de puntos a una magnificación de 505 veces o más .
Con el fin de controlar el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero, a los rangos descritos anteriormente, durante el laminado de acabado después del laminado burdo, con base en una temperatura TI determinada por los componentes de las láminas de acero de acuerdo con la siguiente expresión 2, se lleva a cabo un proceso (segundo laminado en caliente) en el cual la reducción por laminado es grande en un rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C (preferiblemente, (T1+50)°C a (Tl+100) °C) ; y se lleva a cabo un proceso (tercer laminado en caliente) en el cual la reducción por laminado en baja, en un rango de temperaturas de T1°C a menos de (Tl+30) °C. En la configuración descrita anteriormente, puede ser garantizada la deformabilidad local y la forma de los productos finales, laminados en caliente. ?1=850 + 10? ( [C] + [N] ) x [Mn]+350* [Nb]+250* [Ti] +40* [B]+10x [Cr] +100x [Mo] +100x [V] ... (Expresión 2) En la expresión 2, la cantidad de un elemento químico el cual no está contenido en las láminas de acero se calcula como 0%.
Es decir, como se ilustra en las FIGS. 4 y 5, una reducción extensa en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C y una reducción pequeña en el rango de temperaturas de Tl°C a menos de (Tl+30) °C controla el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero; y mejora significativamente la deformabilidad local de las láminas de acero laminadas en caliente.
Esta temperatura TI se obtuvo empíricamente. Los presentes inventores descubrieron experimentalmente que la recristalización se promovió en un rango de austenita de cada lámina, con base en la temperatura Ti. con el fin de obtener la deformabilidad local superior, es importante que se provoque que la deformación se acumule por la gran reducción (segundo laminado en caliente) en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (T1+200)°C; o que la recristalización se lleve a cabo repetidamente en cada reducción. Para la acumulación de las deformaciones, es necesario que la reducción por laminado total en este rango de rango de temperaturas sea mayor o igual al 50%. La reducción total por laminado preferiblemente es mayor o igual al 70%. Por otro lado, una reducción total por laminado mayor al 90% no es preferible desde el punto de vista del mantenimiento de la temperatura y de las cargas de laminado excesivas. Además, con el fin de aumentar la homogeneidad de las láminas de acero laminadas en caliente y aumentar el estiramiento y la deformabilidad local al máximo, es preferible que la reducción sea llevada a cabo a una reducción por laminado del 30% o superior, en al menos un paso del laminado (segundo laminado en caliente) en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C. más preferiblemente la reducción por laminado es superior o igual al 40%. Por otro lado, cuando la reducción por laminado es superior al 70% en un paso, existe un problema sobre los defectos de la forma. Cuando se requiere mayor forjabilidad, es más preferible que la reducción por laminado sea superior o igual al 30% en los dos pasos finales del segundo proceso de laminado en caliente.
Con el fin de promover la recristalización uniforme al liberar la tensión acumulada, es necesario que, después de la reducción extensa en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C, la cantidad de procesamiento del laminado (tercer laminado en caliente) en el rango de temperaturas de T1°C a menos de (Tl+30) °C se suprime al mínimo. Por lo tanto, la reducción total por laminado en el rango de temperaturas de T1°C a menos de (Tl+30) °C se controla para ser menor o igual al 30%. Desde el punto de vista de la forma de las láminas, es preferible una reducción por laminado del 10% o superior; sin embargo, cuando se enfatiza la deformabilidad local, es más preferible una reducción por laminado de 0%. Cuando la reducción por laminado en el rango de temperaturas de T1°C a menos de (Tl+30) °C está fuera del rango predeterminado, los granos de austenita recristalizada crecen y la deformabilidad local se deteriora.
Como se describe anteriormente, bajo las condiciones de producción de acuerdo con la modalidad, la deformabilidad local, tal como la capacidad de estiramiento de los orificios o la plegabilidad, se mejora. Por lo tanto, es importante que la textura de la producción laminada en caliente se controle recristalizando la austenita de forma fina y uniforme durante el laminado de acabado.
Cuando la reducción se lleva a cabo a una menor temperatura que el rango de temperaturas especificado o cuando la reducción por laminado es mayor que la reducción por laminado especificada, la textura de la austenita se incrementa. Como resultado, en las láminas de acero, laminadas en caliente, obtenidas finalmente, no es posible obtener el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, el cual es igual o menor 5.00; y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113>, la cual es igual o menor a 4.0, en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de las láminas de acero. Es decir, no se obtienen las densidades de polos de las orientaciones cristalinas respectivas.
Por otro lado, cuando la reducción se lleva a cabo a una mayor temperatura que el rango de temperaturas predeterminado o cuando la reducción por laminado es menor que la reducción por laminado especificada, puede ocurrir problemas de granos cristalinos gruesos y granos dobles. Como resultado, el porcentaje de área de los granos cristalinos gruesos que tienen un tamaño de grano mayor a 35 µp\ y el tamaño promedio volumétrico de grano se incrementan. Con respecto a su se lleva a cabo la reducción predeterminada descrita anteriormente o no, la reducción por laminado puede ser confirmada por medio de los resultados actuales o el cálculo de la carga de laminado, la medición del espesor de las láminas, y los similares. Además, la temperatura también puede ser medida cuando hay un termómetro entre las estaciones no puede ser obtenida a partir de la velocidad de la línea, la reducción por laminado, o los similares, por medio de una simulación de cálculo en consideración del calentamiento por deformación y los similares. Por lo tanto, la temperatura puede ser obtenida en uno cualquiera o en ambos métodos.
El laminado en caliente llevado a cabo como se describe anteriormente se termina a una temperatura de T1°C o superior. Cuando la temperatura final del laminado en caliente es menor a T1°C, el laminado se lleva a cabo en una región no recristalizada y se incrementa la anisotropía. Por lo tanto, la deformabilidad local se deteriora significativamente.
Cuando un paso de una reducción por laminado de 30% o superior, en un rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C se define como un paso de reducción extensa, es necesario gue el tiempo de espera t (segundos) desde la terminación de un paso final del paso de reducción extensa al inicio del enfriamiento primario, el cual se lleva a cabo entre las estaciones de laminación, satisface la siguiente expresión 3. El enfriamiento después del paso final afecta en gran medida el tamaño de grano de la austenita. Es decir, el enfriamiento después del paso final afecta en gran medida la fracción de granos equiaxiales y el porcentaje de área de grano grueso de las láminas de acero. t=2.5*tl ... (Expresión 3) En la expresión 3, ti se presenta por la siguiente expresión 4. t1=0.001 x ( (Tf-TI ) ??1/100)2-0.109? ( (Tf-Tl) ?1/100)+3.1 ... .. (Expresión 4 ) Cuando el tiempo de espera t es mayor al valor de tl*2.5, la recristalización está casi completa. Además, los granos cristalinos crecen significativamente, se forman granos gruesos, y los valores de r y el estiramiento se deterioran.
Al limitar adicionalmente el tiempo de espera t para que se más corto que ti, el crecimiento de los granos cristalinos puede ser suprimido en un grado extenso. En el caso de las láminas de acero, laminadas en caliente, que tienen los componentes de acuerdo con la modalidad, el tamaño promedio volumétrico del grano puede ser controlado para ser menor o igual a 15 µp?. Por lo tanto, aun si la recristalización no ha avanzado lo suficiente, el estiramiento de las láminas de acero puede ser mejorado de forma suficiente y las propiedades de fatiga pueden ser mejorados.
Además, al limitar adicionalmente el tiempo de espera t para ser ti a 2.5><T1, aunque el tamaño promedio volumétrico del grano de los granos cristalinos es mayor a, por ejemplo 15 µ??, la recristalización ha avanzado lo suficiente y las orientaciones cristalinas son aleatorias. Por lo tanto, el estiramiento de las láminas de acero puede ser mejorado de forma suficiente y al mismo tiempo, la isotropia puede ser mejorada de forma suficiente.
Cuando el aumento en la temperatura de las láminas de acero es muy bajo en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C; y no se obtiene la reducción por laminado predeterminada en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C, la recristalización se suprime al mismo tiempo.
Cuando rL y r60 son 0.70 a 1.10, respectivamente, en el estado donde las densidades de polos, rC, y r30 están en los rangos predeterminados, se satisface la expresión de espesor/radio de curvatura mínimo de las láminas de acero=2.0. Con este fin, es preferible que se suprima el aumento en la temperatura de las la minas de acero entre los pasos, durante la reducción en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C, para ser menor o igual a 18°C en el estado donde el tiempo de espera hasta el inicio del enfriamiento primario está en el rango descrito anteriormente.
Cuando el aumento en la temperatura de las láminas de acero entre los pasos en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a (Tl+200) °C es menor o igual a 18°C; y el tiempo de espera t satisface la expresión 3 descrita anteriormente; puede ser obtenida la austenita recristalizada de forma uniforme en la cual rL y r60 son 0.70 y 1.10.
Es preferible que el cambio de la temperatura de enfriamiento, el cual es la diferencia entre la temperatura de las láminas de acero en el momento de inicio del enfriamiento y la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento en el enfriamiento primario, sea de 40°C a 140°C; y la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento durante el enfriamiento primario, es menor o igual a (T1+100)°C. Cuando el cambio de la temperatura de enfriamiento es mayor o igual a 40 °C, el engrosamiento de los granos de austenita puede ser suprimido. Cuando el cambio de la temperatura de enfriamiento es menor a 40°C, el efecto no puede ser obtenido. Por otro lado, cuando el cambio de la temperatura de enfriamiento es mayor a 140°C, la recristalización es insuficiente y por lo tanto, es difícil obtener la textura aleatoria deseada. Además, es difícil obtener una fase de ferita la cual sea efectiva para el estiramiento, y ya que se incrementa la fase de ferita, el estiramiento y la deformabilidad local se deterioran. Además, cuando la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento, es mayor a (Tl+100) °C los efectos del enfriamiento no pueden ser obtenidos de forma suficiente, la razón es la siguiente: por ejemplo, aun cuando el enfriamiento primario se lleve a cabo bajo las condiciones apropiadas después del paso final, si la temperatura de las láminas de acero después del enfriamiento primario es mayor a (Tl+100) °C, existe un problema relacionado con el crecimiento de los granos cristalinos; y el tamaño de grano de la austenita puede ser engrosado significativamente.
El patrón de enfriamiento después del paso a través de un laminador de acabado no está limitado particularmente. Aun cuando se adopten los patrones de enfriamiento para llevar a cabo los controles de la estructura adecuados para los propósitos respectivos, pueden ser obtenidos los efectos de la presente invención. Por ejemplo, después del enfriamiento primario, con el fin de suprimir el engrosamiento de los granos de austenita, el enfriamiento secundario puede ser llevado a cabo después del paso a través de una estación de laminado final del laminador de acabado. Cuando el enfriamiento secundario se lleva a cabo después del enfriamiento primario, es preferible que el enfriamiento secundario se lleve a cabo dentro de un periodo de 10 segundos desde la terminación del enfriamiento primario. Cuando el tiempo excede los 10 segundos, el efecto de supresión del engrosamiento de los granos de austenita no puede ser obtenido .
El método de producción de acuerdo con la modalidad se muestra usando el diagrama de flujo de la FIG. 9.
Como se describe anteriormente, en la modalidad, es importante que el primer laminado en caliente, el segundo laminado en caliente, el tercer laminado en caliente, y el enfriamiento primario se lleven a cabo bajo las condiciones predeterminadas.
Durante el laminado en caliente, después del laminado burdo, una barra de acero puede ser unida y el laminado de acabado puede ser llevado a cabo continuamente. En este momento, una barra burda puede estar enrollada temporalmente en el estado de bobina, puede estar almacenada en una cubierta que tiene, opcionalmente, una función de aislamiento del calor, puede ser desenrollada otra vez, y puede ser unida. Además, después del laminado en caliente, se puede llevar a cabo el enrollado.
Después del enfriamiento, las láminas de acero, laminadas en caliente pueden ser sometidas opcionalmente al laminado de pasada superficial. El laminado de pasada superficial tiene el efecto de evitar la tensión por estiramiento, generada en la fabricación por maquinado, y corregir la forma.
La estructura de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas en la modalidad, pueden contener ferita, perlita, bainita, martensita, austenita, y los compuestos tales como nitruros de carbono. Sin embargo, ya que la pelita deteriora la ductilidad local, el contenido de los mismos es preferiblemente menor o igual a 5%.
Las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la modalidad, se pueden aplicar no solo al plegado, sino también al plegado, adelgazamiento, estiramiento, y la conformación combinada, en la cual se lleva a cabo principalmente el plegado.
Ejemplos los detalles técnicos de las láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la presente invención se describirán usando los Ejemplos de acuerdo con la presente invención. Las FIGS. 1 a 8 son las gráficas de los siguientes ejemplos .
Se describirán los resultados de la investigación usando los aceros A a N y los aceros a a k como ejemplos, los cuales tienen las composiciones químicas que se muestran en las Tablas 1 a 3.
[Tabla 1] [Tabla 2] [Tabla 3] Estos aceros pueden ser colados; se recalentaron sin ningún tratamiento o después de ser enfriados a la temperatura ambiente; se calentaron a una temperatura de 1000°C a 1300°C; y se sometieron a laminado en caliente bajo las condiciones mostradas en las Tablas 4 a 18. El laminado en caliente se terminó a T1°C o superior y el enfriamiento se llevó a cabo bajo las condiciones mostradas en las Tablas 4 a 18. Finalmente se obtuvieron láminas de acero, laminadas en caliente, que tenían un espesor de 2 mm a 5 mm.
[Tabla 4] [Tabla 5] (1) REDUCCIÓN TOTAL (%) A UNA TEMPERATURA DE T1 °C A MENOS DE T1 +30°C (2) Tf: TEMPERATURA (°C) DESPUÉS DE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (3) P1 : REDUCCIÓN POR LAMINADO (%) DURANTE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (4) REDUCCIÓN POR LAMINADO (%) UNA PASADA ANTES DE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (5) t: TIEMPO DE ESPERA (s) DESDE LA TERMINACIÓN DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA AL INICIO DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO [Tabla 6] (1) CAMBIO DE LA TEMPERATURA DE ENFRIAMIENTO (°C) DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (2) VELOCIDAD (°C/s) DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (3) TEMPERATURA FINAL (°C) DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (4) TIEMPO (s) DESDE LA TERMINACIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO AL INICIO DEL ENFRIAMIENTO SECUNDARIO (5) VALOR PROMEDIO DE LAS DENSIDADES DE POLOS DEL GRUPO DE ORIENTACIONES {100}<011 > A {223}<110> [Tabla 7 ] [Tabla 8] [Tabla 9] [Tabla 10] (1) REDUCCIÓN TOTAL (%) A UNA TEMPERATURA DE T1°C A MENOS DE T1+30°C (2) Tf: TEMPERATURA (°C) DESPUÉS DE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (3) P1 : REDUCCIÓN POR LAMINADO (%) DURANTE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (4) REDUCCIÓN POR LAMINADO (%) UNA PASADA ANTES DE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (5) t: TIEMPO DE ESPERA (s) DESDE LA TERMINACIÓN DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA AL INICIO DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO [Tabla 11] (1) CAMBIO DE LA TEMPERATURA DE ENFRIAMIENTO (°C) DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (2) TIEMPO (s) DESDE LA TERMINACIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO AL INICIO DEL ENFRIAMIENTO SECUNDARIO (3) VALOR PROMEDIO DE LAS DENSIDADES DE POLOS DEL GRUPO DE ORIENTACIONES {100}<011 > A {223}<110> [Tabla 12] [Tabla 13] [Tabla 14] [Tabla 15] (1 ) REDUCCIÓN TOTAL (%) A UNA TEMPERATURA DE T1 °C A MENOS DE T1+30°C (2) Tf: TEMPERATURA (°C) DESPUÉS DE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (3) P1 : REDUCCIÓN POR LAMINADO (%) DURANTE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (4) REDUCCIÓN POR LAMINADO (%) UNA PASADA ANTES DE LA PASADA FINAL DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA (5) t: TIEMPO DE ESPERA (s) DESDE LA TERMINACIÓN DE LA PASADA DE REDUCCIÓN EXTENSA AL INICIO DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO [Tabla 16] (1) CAMBIO DE LA TEMPERATURA DE ENFRIAMIENTO (°C) DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (2) TIEMPO (s) DESDE LA TERMINACIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO AL INICIO DEL ENFRIAMIENTO SECUNDARIO (3) VALOR PROMEDIO DE LAS DENSIDADES DE POLOS DEL GRUPO DE ORIENTACIONES {100}<011 > A {223}<110> [Tabla 17] [Tabla 18] Los componentes químicos de cada lámina de acero se muestran en las Tablas 1 a 3, y las condiciones de producción y las propiedades mecánicas se cada lámina se muestran en las Tablas 4 a 18.
Como los índices de la deformabilidad local, se usó la relación de expansión de los orificios ? y el radio de curvatura límite (espesor de la lámina/radio de curvatura mínimo) obtenidos por un doblado con forma de V a 90°. En una prueba de plegado, se llevó a cabo el plegado en la dirección C y el plegado en la dirección de 45°, y la relación de los mismos se usó como el índice de la dependencia de la orientación (isotropía) para la conformabilidad. La prueba de tracción y la prueba de plegado se llevaron a cabo de acuerdo con JIS Z2241 y JIS Z2248 (prueba de plegado de 90° en bloque), y se llevó a cabo una prueba de expansión de orificios de acuerdo con FS T1001. En la posición central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 de una sección transversal paralela a la dirección del laminado, las densidades de polos se midieron en una posición de 1/4 desde la porción extrema en la dirección a separaciones de 0.5 µ??. además, los valores de r en las direcciones respectivas y el tamaño promedio volumétrico de grano se midieron de acuerdo con los métodos descritos anteriormente.
En una prueba de fatiga, un espécimen para una prueba de fatiga por plegado plano, que tiene una longitud de 98 mm, un ancho de 38 mm, un ancho mínimo de la porción transversal de 20 mm, y un radio de curvatura de una musca de 30 mm, se cortó de un producto final. El producto se evaluó en una prueba de fatiga por plegado, plano, completamente invertida, sin ningún procesamiento de la superficie. Las propiedades de fatiga de la lámina de acero se evaluaron usando un valor (coeficiente de límite de fatiga oW/s?) obtenido al dividir la resistencia a la fatiga oW a 2xunidad 106 de codificación sin pérdidas veces entre la resistencia a la tracción oB de las láminas de acero .
Por ejemplo, como se ilustra en las FIGS. 6, 7, y 8, los aceros, los cuales satisfacen los requerimientos de acuerdo con la presente invención, tienen capacidad de estiramiento de los orificios y plegabilidad superior y bajo estiramiento. Además, cuando las condiciones de producción estaban en los rangos preferidos, los aceros mostraron capacidad de estiramiento de los orificios superior, plegabilidad, isotropia, propiedades de fatiga, y los similares.
Aplicabilidad Industrial Como se describe anteriormente, de acuerdo con la presente invención, se pueden obtener láminas de acero, laminadas en caliente, en las cuales, la configuración de la estructura principal no está limitada; la deformabilidad local es superior al controlar el tamaño y la forma de los granos cristalinos y controlando la textura; y la dependencia de la orientación para la conformabiliad es baja. Por consiguiente, la presente invención es altamente aplicable en la industria del acero.
Además, por lo general, cuando la resistencia es mayor, la conformabilidad se reduce. Por lo tanto, los efectos de la presente invención son particularmente altos en el caso de las láminas de acero de alta resistencia.

Claims (18)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero, laminada en caliente, caracterizada en que comprende, en % en masa, C: un contenido [C] de 0.0001% a 0.40%, Si: un contenido [Si] de 0.001% a 2.5%, Mn: un contenido [Mn] de 0.001% a 4.0%, P: un contenido [P] de 0.001% a 0.15%, S: un contenido [S] de 0.0005% a 0.10%, Al: un contenido [Al] de 0.001% a 20%, N: un contenido [N] de 0.0005% a 0.001%, 0: un contenido [O] de 0.00055 a 0.01% y el resto que consiste de fierro e impurezas inevitables, en donde una pluralidad de granos cristalinos están presentes en la estructura metalográfica de la lámina de acero; el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, el cual se representa por el valor medio aritmético de las densidades de polos de las orientaciones {100}<011>, {unidad 116 de selección de la imagen de predicción } <unidad 110 de cálculo>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> en la porción central del espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero, es de 1.0 a 6.5 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es 1.0 a 5.0; y el valor de Lankford rC en la dirección perpendicular a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10 y el valor de Lankford r30 en la dirección que forma un ángulo de 30° con respecto a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10.
2. La lámina de acero, laminada en caliente de acuerdo con la Reivindicación 1, caracterizada en que, el tamaño promedio volumétrico el grano, de los granos cristalinos, es de 2 µ?? a 15 µp?.
3. La lámina de acero, laminada en caliente de acuerdo con la Reivindicación 1, caracterizada en que, el valor promedio de las densidades de polos del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> es 1.0 a 5.0 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es 1.0 a 4.0.
4. La lámina de acero, laminada en caliente de acuerdo con la Reivindicación 3, caracterizada en que el porcentaje del área de los granos cristalinos gruesos que tienen un tamaño de grano mayor a 35 pm a los granos cristalinos en la estructura metalográfica de la lámina de acero es de 0% a 10%.
5. La lámina de acero, laminada en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 1 a 4, caracterizada en que, el valor de Lankford rL en la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10 y el valor de Lankford r60 en una dirección que forma un ángulo de 60° con respecto a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10.
6. La lámina de acero, laminada en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 1 a 4, caracterizada en que, cuando la longitud de los granos cristalinos en la dirección del laminado se define como dL y la longitud de los granos cristalinos en la dirección del espesor se define como dt, la relación del área de los granos cristalinos que tienen un valor de 3.0 o menos, la cual se obtiene al dividir la longitud dL en la dirección del laminado entre la longitud dt en la dirección del espesor, a los granos cristalinos en la estructura metalográfica de la lámina de acero es de 50% a 100%.
7. La lámina de acero, laminada en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 1 a 4, caracterizada en que, la fase de ferrita está presente en la estructura metalográfica de la lámina y la dureza de Vickers Hv de la fase de ferita satisface la expresión 1 siguiente . Hv<200+30x [Si] +21x [Mn] +27 Ox [P] +78x [Nb] +108x [Ti] 1/2... (Expresión 1)
8. La lámina de acero, laminada en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 1 a 4, caracterizada en que, cuando la fase que tiene una fracción de fase más alta en la estructura metalográfica de la lámina de acero, se define como la fase primario y la dureza de la fase primario se mide en 100 o más puntos, el valor, el cual se obtiene al dividir la desviación estándar de la dureza entre el valor promedio de la dureza, es menor o igual a 0.2.
9. La lámina de acero, laminada en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 1 a 4, caracterizado en que comprende además: uno o más elementos seleccionados del grupo que consiste de, en % en masa, Ti: un contenido [Ti] de 0.001% a 0.20%, Nb: un contenido [Nb] de 0.001% a 0.20%, V: un contenido [V[ de 0. 001% a 1 .0%, W: un contenido [W] de 0. 001% a 1 .0%, B: un contenido [B[ de 0. 0001% a 0.0050%, Mo : un contenido [Mo] de 0.001% a 2.0%, Cr : un contenido [Cr] de 0.001% a 2,0%, CU: un contenido [CU] de 0.001% a 2.0%, Ni : un contenido [Ni] de 0.001% a 2,0%, Co: un contenido [CO] de 0.0001% a 1.0%, Sn: un contenido [Sn] de 0.0001% a 0.2%, Zr : un contenido [Zr] de 0.0001% a 0.2%, As: un contenido [As] de 0.0001% a 0.50%, Mg : un contenido [Mg] de 0.0001% a 0.010%, Ca: un contenido [Ca] de 0.0001% a 0.010%; y REM: un contenido [REM] de 0.0001% a 0.1%.
10. Un método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, caracterizado en que comprende: llevar a cabo un primer laminado en caliente el cual reduce un lingote o una chapa de acero que incluye, en % en masa, C: un contenido [C] de 0.0001% a 0.40%, Si: un contenido [Si] de 0.001% a 2.5%, Mn: un contenido [Mn] de 0.001% a 4.0%, P: un contenido [P] de 0.001% a 0.15%, S: un contenido [S] de 0.0005% a 0.10%, Al: un contenido [Al] de 0.001% a 20%, N: un contenido [N] de 0.0005% a 0.001%, O: un contenido [O] de 0.00055 a 0.01% y el resto que consiste de fierro e impurezas inevitables, y el cual incluye al menos una pasada a una reducción por laminado de 40% o superior en un rango de temperaturas de 1000°C a 1200°C, para controlar el tamaño de los granos de la austenita para que sea menor o igual a 200 pm; llevar a cabo un segundo laminado en caliente en el cual, cuando la temperatura determinada por los componentes de la lámina de acero de acuerdo con la siguiente expresión 2 se representa por T1°C, la reducción total por laminado es mayor o igual a 50% en un rango de temperaturas de (T1+30)°C a (Tl+200) °C; llevar a cabo un tercer laminado en caliente, en el cual, la reducción total por laminado es menor o igual a 30% en un rango de temperaturas de T1°C a menos de (T1+30)°C; terminar los laminados en caliente a una temperatura T1°C o superior; y lámina de acero llevar a cabo un enfriamiento primario entre las estacione de laminado, de modo tal que, cuando una pasada de reducción por laminado de 30% o superior en el rango de temperaturas de (T1+30)°C a (T1+200)°C se define como una pasada de reducción extensa, el tiempo de espera t (segundos) desde la terminación de la pasada final de una pasada de reducción extensa al inicio del enfriamiento, satisface la siguiente expresión 3. Tl=850+10x ( [C] + [N] ) x [Mn] +350x [Nb] +250x [Ti] +40x [B] +10x [Cr] + lOOx [Mo] +100x [V] ... (Expresión 2) t=tlx2.5 ... (Expresión 3) (en donde ti se representa por la siguiente expresión 4) tl=0.001x( (Tf-Tl)xPl/100)2-0.109x( (Tf-Tl) xPl/100) +3.1 ... .. (Expresión 4) (en donde Tf representa la temperatura (°C) de la lámina de acero en el momento de la terminación de la pasada final, y Pl representa la reducción por laminado (%) durante la pasada final) .
11. El método de producción de láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la Reivindicación 10, caracterizado en que el tiempo de espera t (segundos) satisface además la siguiente expresión 5. t=tl ... (Expresión 5)
12. El método de producción de láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con la Reivindicación 11, caracterizado en que el tiempo de espera t (segundos) satisface además la siguiente expresión 6. tl<t<tlx2.5 ... (Expresión 6)
13. El método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 10 a 12, caracterizado en que el cambio de la temperatura de enfriamiento, el cual es la diferencia entre la temperatura de las láminas de acero en el momento del inicio del enfriamiento y la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento en el enfriamiento primario, es de 40°C a 140°C, y la temperatura de las láminas de acero en el momento de la terminación del enfriamiento en el enfriamiento primario, es menor o igual a (Tl+100)°C.
14. El método para producir láminas de acero, laminadas en caliente de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 10 a 12, caracterizado en que en el segundo laminado en caliente en el rango de temperaturas de (Tl+30) °C a Tl+200) °C, la reducción se lleva a cabo al menos una vez en una pasada a una reducción por laminado del 30% o superior.
15. El método para producir láminas de acero, laminada en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 10 a 12, caracterizado en que en el primer laminado en caliente, la reducción se lleva a cabo al menos dos veces a una reducción por laminado del 40% o superior, para controlar el tamaño de los granos de austenita para que sea menor o igual a 100 pm.
16. El método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 10 a 12, caracterizado en que, el enfriamiento secundario inicia después de la pasada a través de una estación de laminado final y dentro de un periodo de 10 segundos desde la terminación del enfriamiento primario.
17. El método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 10 a 12, caracterizado en que, en el segundo laminado en caliente, el aumento en la temperatura de las láminas de acero entre las pasadas, es menos o igual a 18°C.
18. El método para producir láminas de acero, laminadas en caliente, de acuerdo con cualquiera de las Reivindicaciones 10 a 12, caracterizado en que, los lingotes o las chapas de acero incluyen además uno o más componentes seleccionados de, en % en masa, Ti: un contenido [Ti] de 0.001% a 0.20%, Nb: un contenido [Nb] de 0.001% a 0.20%, V: un contenido [V[ de 0.001% a 1.0%, W: un contenido [ ] de 0.001% a 1.0%, B: un contenido [B[ de 0.0001% a 0.0050%, Mo: un contenido [ o] de 0.001% a 2.0%, Cr: un contenido [Cr] de 0.001% a 2,0%, CU: un contenido [CU] de 0.001% a 2.0%, Ni: un contenido [Ni] de 0.001% a 2,0%, Co: un contenido [Co] de 0.0001% a 1.0%, Sn: un contenido [Sn] de 0.0001% a 0.2%, Zr: un contenido [Zr] de 0.0001% a 0.2%, As: un contenido [As] de 0.0001% a 0.50%, Mg: un contenido [ g] de 0.0001% a 0.010%, Ca: un contenido [Ca] de 0.0001% a 0.010%; y REM: un contenido [REM] de 0.0001% a 0.1%. RESUMEN DE LA INVENCIÓN En una lámina de acero, laminada en caliente, el valor promedio de las densidades de polos de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, el cual se representa por el valor medio aritmético de las densidades de polos de las orientaciones {100}<011>, {unidad 116 de selección de la imagen de predicción}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> en la porción central el espesor de un rango de espesores de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero, es de 1.0 a 6.5 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es 1.0 a 5.0; y el valor de Lankford rC en la dirección perpendicular a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10 y el valor de Lankford r30 en la dirección que forma un ángulo de 30° con respecto a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.10.
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