[go: up one dir, main page]

MX2013011063A - Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma. - Google Patents

Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.

Info

Publication number
MX2013011063A
MX2013011063A MX2013011063A MX2013011063A MX2013011063A MX 2013011063 A MX2013011063 A MX 2013011063A MX 2013011063 A MX2013011063 A MX 2013011063A MX 2013011063 A MX2013011063 A MX 2013011063A MX 2013011063 A MX2013011063 A MX 2013011063A
Authority
MX
Mexico
Prior art keywords
steel
steel plate
less
rolling
cooling
Prior art date
Application number
MX2013011063A
Other languages
English (en)
Other versions
MX338997B (es
Inventor
Nobuhiro Fujita
Takeshi Yamamoto
Manabu Takahashi
Takayuki Nozaki
Hiroshi Yoshida
Shinichiro Watanabe
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 MX2013011063A publication Critical patent/MX2013011063A/es
Publication of MX338997B publication Critical patent/MX338997B/es

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Esta placa de acero laminada en frío contiene, en por ciento en masa, 0.02%-0.4% de C, 0.001% a 2.5% de Si, 0.001%-4.0% de Mn, y 0.001%-2.0% de Al, y tiene un contenido total de Si y Al de 1.0%-4.5% en masa. La densidad polar promedio para un grupo de orientaciones {100}<011>-{223}<110> es de 1.0-6.5 y la densidad polar para la orientación de cristal {332}<113> es de 1.0-5.0. La microestructura por relación de área, contiene 5%-80% de ferrita, 5%-80% de bainita, y 2%-30% de austenita residual. La microestructura se limita a no más de 20% de martensita, no más de 10% de perlita, y no más de 60% de martensita revenida.

Description

PLACA DE ACERO LAMINADA EN FRÍO Y MÉTODO DE PRODUCCIÓN DE LA MISMA Campo Técnico La presente invención se refiere a una placa de acero laminada en frío de alta resistencia que es excelente ductilidad y capacidad de expansión de agujeros, y un método de producción de la misma. En particular, la presente invención se relaciona con una placa de acero que utiliza un fenómeno de TRIP (Plasticidad Inducida por Transformación) .
Se reclama prioridad sobre la Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-70725, presentada el 28 de marzo de 2011, el contenido de la cual se incorpora en la presente para referencia .
Técnica Antecedente El alto reforzamiento de una placa de acero que es un material sin procesar se ha puesto en progreso a modo para llevar a cabo una compatibilidad entre un ahorro en peso de una carrocería, componentes, y similares y seguridad de un vehículo. Generalmente, cuando la resistencia de la placa de acero incrementa, la ductilidad disminuye, y de este modo la conformabilidad se daña. Por lo tanto, el resto de ductilidad y resistencia es necesario con el fin de utilizar la placa de acero de alta resistencia para los miembros de los vehículos.
Se ha sugerido para este requerimiento, hasta ahora, la así denominada placa de acero TRIP, en la cual se utiliza la plasticidad inducida por transformación de austenita retenida (por ejemplo, refiérase al Documento de Patente 1 y Documento de Patente 2) .
Sin embargo, la placa TRIP tiene características en las cuales la resistencia y ductilidad son excelentes, pero en general, la deformabilidad local tal como la capacidad de expansión de agujeros es baja. Más aún, a fin de progresar en el ahorro de peso de una carrocería de vehículo, es necesario incrementar un nivel de resistencia al uso de la placa de acero de alta resistencia más allá de la técnica relacionada. Por lo tanto, por ejemplo, a fin de utilizar la placa de acero de alta resistencia para componentes de la parte baja de la carrocería, es necesario mejorar la deformabilidad local tal como la capacidad de expansión de agujeros.
Lista de Citas Literatura de Patentes Documento de Patente 1: Solicitud de Patente Japonesa sin Examinar, Primera Publicación No. S61-217529.
Documento de Patente 2: Solicitud de Patente Japonesa sin Examinar, Primera Publicación No. H5-59429.
Compendio de la Invención Problema a Resolver por la Invención Por lo tanto, es un objeto de la presente invención proporcionar una placa de acero laminada en frío de alta resistencia, en la cual la ductilidad y capacidad de expansión de agujeros son mejoras adicionales en la placa TRIP, y un método de producción de la misma.
Medios para Resolver los Problemas La presente invención ha encontrado que en el acero TRIP, una placa de acero laminada en frío, en la cual se controla una densidad polar de una orientación de cristal predeterminada, tiene excelente resistencia, ductilidad, capacidad de expansión de agujeros y equilibrio entre los mismos. Además, la presente invención ha tenido éxito en producir una placa de acero que es excelente en resistencia, ductilidad, y capacidad de expansión de agujeros al optimizar los componentes químicos y condiciones de producción del acero TRIP a fin de controlar una microestructura de l placa de acero. La esencia de la presente invención es como sigue. (1) De acuerdo con un aspecto de la presente invención, se proporciona una placa de acero laminada en frío que tiene una composición química que incluye, en % en masa, de C: 0.02% a 0.4%, Si: 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, y P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, O: limitado a 0.01% o menos, y el resto consiste de Fe e impurezas inevitables. En la composición química de la placa de acero, una suma del contenido de Si y el contenido de Al es de 1.0% a 4.5%. En una porción central del espesor de placa dentro de un intervalo de 5/8 a 3/8 de un espesor de placa, una densidad polar promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>, que es una densidad polar expresada por un promedio aritmético de densidades polares de las orientaciones de cristal respectivas {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>, es de 1.0 a 6.5, y una densidad polar de una orientación de cristal {332}<ii3>, es de 1.0 a 5.0. Una pluralidad de granos está en una microestructura de la placa de acero. La microestructura del acero incluye, por una relación de área 5% a 80% de ferrita, 5% a 80% de bainita, y 2% a 30% de austenita retenida, y en la microestructura, la martensita se limita a 20% o menos, perlita se limita a 10% o menos, y la martensita revenida se limita a 60% o menos. rC que es un valor de Lankford en una dirección ortogonal hacia una dirección de laminación es de 0.70 a 1.10, y r30 que es un valor de Lankford en una Dirección que Forma un Ángulo de 30° con la dirección de laminación es de 0.70 a 1.10. (2) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con (1) , la composición química de la placa de acero puede incluir además, por % en masa, uno o más seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.005% a 0.2%, B: 0.0001% a 0.005%, Mg: 0.0001% a 0.01%, REM : 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, W: 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Co : 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Zr: 0.0001% a 0.2%, y As: 0.0001% a 0.5%. (3) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con (1) o (2) , un diámetro promedio en volumen de los granos puede ser de 2 µp? a 15 µt?. (4) En la placa de acero laminada en frío" de acuerdo con cualquiera de (1) a (3) , la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> puede ser de 1.0 a 5.0, y la densidad polar de la orientación del cristal {332}<113>, puede ser de 1.0 a 4.0. (5) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (1) a (4), entre la pluralidad de granos, una relación de área de granos que sobrepasa 35 µp? puede limitarse a 10% o menos. (6) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de' (1) a (5) , entre la pluralidad de granos, una proporción de granos, en la cual se obtiene un valor al dividir una longitud de un grano en la dirección de laminación por una longitud de un grano en una dirección de espesor de placa es de 3.0 o menos, puede ser de 50% a 100%. (7) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (l) a (6) , una dureza de Vickers de la bainita puede ser de 180 HV o más, y una concentración promedio de C en la austenita residual puede ser de 0.9% o más . (8) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (1) a (7) , rL que es un valor de Lankford en la dirección de laminación puede ser de 0.70 a 1.10, y r60 que es un valor de Lankford en una dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección de laminación puede ser de 0.70 a 1.10. (9) En la placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (1) a (8) , una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida puede proporcionarse en una superficie de la placa de acero. (10) De acuerdo con otro aspecto de la presente invención, se proporciona un método de producción de una placa de acero laminada en frío. El método incluye: un primer proceso de laminación en caliente para llevar a cabo una laminación en caliente con respecto a la placa, de modo que establezca un tamaño promedio de grano de austenita de la placa de 200 µp? o menos, bajo la condición tal que, se realice una pasada, con una relación de reducción por laminación de 40% o más al menos una vez, en un intervalo de temperatura de 1,000°C a 1,200°C, y la composición química del acero incluya, por % en masa, C: 0.02% a 0.4%, Si: 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, y P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, 0: 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, y en la cual una suma del contenido de Si y el contenido de Al pueda ser de 1.0% a 4.5%; un segundo proceso de laminación en caliente para llevar a cabo una laminación en caliente con respecto al acero, bajo la condición tal que, una pasada de reducción por laminación grande con una relación de reducción por laminación de 30% o más en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C cuando una temperatura se calcula por la siguiente Expresión 1 que se establece a T1°C, una relación de reducción acumulativa por laminación en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es de 50% o más, una relación de reducción acumulativa por laminación en un intervalo de temperatura, que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C, se limita a 30% o menos cuando Ar3°C se calcula por la siguiente Expresión 4, y una temperatura de terminación de laminación es mayor que o igual al Ar3°C, que se calcula por la siguiente Expresión 4; un primer proceso de enfriamiento para llevar a cabo un enfriamiento con respecto al acero, de tal manera que un tiempo en espera a t segundos, que se establece como un tiempo desde una conclusión de una pasada final entre las pasadas de reducción por laminación grande en el inicio del enfriamiento, que satisface la siguiente Expresión 2; un proceso de devanado para llevar a cabo un devanado con respecto al acero en un intervalo de temperatura de 650°C o menor; un proceso de decapado de un decapado con respecto al acero; un proceso de laminación en frío para llevar a cabo una laminación en frío con respecto al acero en una relación de reducción por laminación de 30% a 90%, un proceso de calentamiento en dos etapas para llevar a cabo el calentamiento en dos etapas con respecto al acero, en el cual un índice promedio de calentamiento HR1 en un intervalo de temperatura desde temperatura ambiente hasta 650°C es de 0.3°C/s o más, y un índice promedio de calentamiento HR2 en un intervalo de temperatura desde mayor que 650°C hasta ACi°C, en donde Ac^C se calcula por la siguiente Expresión 5, es de 0.5 x HR1 o menos, la unidad es °C/s; un proceso de retención para llevar a cabo una retención con respecto al acero dentro de un intervalo de temperatura de ACi°C a 900°C de 1 segundo a 300 segundos; un proceso de enfriamiento para llevar a cabo un enfriamiento con respecto al acero hasta un intervalo de temperatura de 580°C a 780°C, en un índice promedio de enfriamiento de l°C/s a 20°C/s; un proceso de enfriamiento para llevar a cabo un enfriamiento con respecto al acero a una temperatura T0A, que está dentro de un intervalo de temperatura de 350°C a 500°C, en un índice promedio de enfriamiento de 5°C/s a 200°C/s; y un proceso de retención para llevar a cabo una retención con respecto al acero a fin de obtener una placa de acero, el acero se mantiene dentro del intervalo de temperatura de 350°C a 500°C por un tiempo de t0A segundos o más, que se calcula por la siguiente Expresión 6 a 1,000 segundos o menos, o la placa de acero se enfría además a una temperatura de 350°C o menor, entonces el acero se recalienta al intervalo de temperatura de 350°C a 500°C, y el acero se mantiene dentro del intervalo de temperatura de 350°C a 500°C para el tiempo de t0A segundos o más, que se calcula por la siguiente Expresión 6, a 1,000 segundos o menos .
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] ... (Expresión 1) aquí, [C] , [N] , y [Mn] representan porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, y el contenido de Mn en el acero, respectivamente, t<2.5 x ti... (Expresión 2) aquí, ti se expresa por la siguiente Expresión 3, ti = 0.001 x ( (Tf - TI) x Pl/100)2 - 0.109 x ( (Tf -TI) x Pl/100) + 3.1... (Expresión 3) aquí, Tf representa una temperatura en grados Centígrados del acero al momento de finalizar la pasada final, y Pl representa un porcentaje de la relación de reducción por laminación durante la pasada final, Ar3 = 879.4 - 516.1 x [c] - 65.7 X [Mn] + 38.0 x [Si] + 274.7 x [P] ... (Expresión 4) ACx = 723 - 10.7 X [ n] - 16.9 X [Ni] + 29.1 X [Si] + 16.9 x [Cr] + 290 x [As] + 6.38 x [ ] ... (Expresión 5) Expresión Matemática 1 t 1 ?0.0002(???-425)2+1.18 *?? ^ - (Expresión 6) (11) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con (10) , el método de producción puede tener, en el cual la composición química del acero puede incluir además, por % en masa, uno o más seleccionado del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.005% a 0.2%, B: 0.0001% a 0.005%, Mg: 0.0001% a 0.01%, REM: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, W: 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Zr: 0.0001% a 0.2%, y As: 0.0001% a 0.5%, y una temperatura calculada por la siguiente Expresión 7 en lugar de la temperatura calculada por la Expresión 1 puede establecerse como T1°C.
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] + 350 X [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 X [Mo] + 100 X [V] ... (Expresión 7) aquí, [C] , [N] , [Mn] , [Nb] , [Ti], [B] , [Cr] , [ o] , y [V] representan porcentajes en masa de C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V en el acero, respectivamente, (12) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con (10) o (11) , el tiempo en espera en t segundos puede satisfacer la siguiente Expresión 8 utilizando ti. 0 < t < ti ... (Expresión 8) (13) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con (10) o (11) , el tiempo en espera en t segundos puede satisfacer la siguiente Expresión 9 utilizando ti. ti < t < 2.5 x ti ... (Expresión 9) (14) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (10) a (13) , en el primer enfriamiento, una variación de la temperatura de enfriamiento que es una diferencia entre una temperatura del acero al momento del inicio de enfriamiento y una temperatura del acero al momento de la terminación del enfriamiento puede ser de 40°C a 140°C, y la temperatura del acero al momento del término del enf iamiento puede , ser de TI + 100°C o menor. (15) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera d (10) a (14) , la primera laminación en caliente puede incluir una pasada que tiene una relación de reducción por laminación de 40% o más en al menos una o más veces, y un tamaño promedio de grano de austenita del acero puede ser de 100 µp? o menor. (16) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (10) a (15) , el segundo enfriamiento puede iniciarse a los 10 segundos después de pasar a través de un tren de laminación final y después de terminar el primer enfriamiento. (17) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (10) a (16) , en la segunda laminación en caliente, un aumento de temperatura del acero entre las pasadas respectivas en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C que puede establecerse a 18 °C o menos. (18) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (10) a (17) , el primer enfriamiento puede llevarse a cabo entre los trenes de laminación. (19) En el método de producción de una placa de acero laminada en frío de acuerdo con cualquiera de (10) a (18) , una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida puede formarse en una superficie de la placa de acero.
Ventaja de la Invención De acuerdo con los aspectos de la presente invención, es posible proporcionar una placa de acero de alta resistencia que es excelente en ductilidad y capacidad de expansión de agujeros, y un método de producción. Cuando se utiliza la placa de acero, particularmente, es muy significativo ahorrar peso de los vehículos y asegurar contra colisión los vehículos que pueden ser compatibles entre sí, y de este modo, ser una contribución industrial.
Breve Descripción de los Dibujos La FIGURA 1 es un diagrama que ilustra una relación entre una densidad polar promedio DI de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y resistencia a la tracción TS x la relación ? de expansión de agujeros.
La FIGURA 2 es un diagrama que ilustra una relación entre una densidad polar promedio DI de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y resistencia a la tracción TS x el alargamiento por tensión EL.
La FIGURA 3 es un diagrama que ilustra una relación entre una densidad D2 polar de una orientación {332}<113> y resistencia a la tracción TS x la relación ? de expansión de agujeros.
La FIGURA 4 es un diagrama que ilustra una relación entre una densidad D2 polar de una orientación {332}<113> y resistencia a la tracción TS x el alargamiento por tensión EL.
La FIGURA 5 es un diagrama que ilustra una relación entre un número de veces de laminación de 40% o más de desbaste y un tamaño promedio de grano de austenita después del desbaste.
La FIGURA 6 es un diagrama que ilustra una relación entre la resistencia a la tracción TS y capacidad de expansión ? de agujeros en los ejemplos y ejemplos comparativos .
La FIGURA 7 es un diagrama que ilustra una relación entre la resistencia a la tracción TS y el alargamiento por tensión EL en los ejemplos y ejemplos comparativos.
La FIGURA 8 es un diagrama de flujo que ilustra el esquema (la primera mitad) de un método de producción de una placa de acero laminada en frío en relación con una modalidad de la presente invención.
La FIGURA 9 es un diagrama de flujo que ilustra el esquema (la última mitad) de un método de producción de una placa de acero laminada en frío en relación con una modalidad de la presente invención.
Descripción de las Modalidades En la placa de acero TRIP que es una de las tecnologías para incrementar la ductilidad, durante un proceso de recocido, puesto que el C se concentra en la austenita y de este modo, una cantidad de austenita retenida o el contenido de C en la austenita retenida se incrementa. Por consiguiente, la resistencia a la tracción se mejora.
La presente invención ha encontrado que en la placa de acero TRIP, al optimizar los componentes de acero o una microestructura durante la producción, al iniciar un enfriamiento que se inicia a partir de un intervalo de temperatura de una región de ferrita y austenita en dos fases o una región de austenita de una sola fase, al controlar un enfriamiento (enfriamiento en dos etapas) en un intervalo de temperatura predeterminado, y al retener la placa de acero en este intervalo de temperatura, puede obtenerse una placa de acero en la que el equilibrio entre resistencia, ductilidad y capacidad de expansión de agujeros es excelente.
En lo sucesivo, se describirá en detalle una placa de acero laminada en frío en relación con una modalidad de la presente invención.
Primero, se describirá una densidad polar de una orientación de cristal de la placa de acero laminada, en frío.
Densidad Polar (DI y D2) de la Orientación del Cristal: En la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad, como densidades polares de dos tipos de orientaciones de cristal, que son paralelas con respecto a una sección transversal de espesor de placa, la cual es paralela con una dirección de laminación, en una porción central de espesor de placa dentro de un intervalo de 5/8 a 3/8 de espesor de placa (que se encuentra en un intervalo distante de una superficie de la placa de acero con una distancia de espesor de placa de 5/8 a 3/8 en una dirección de espesor de placa (dirección de profundidad) de la placa de acero) , se controlan una densidad DI polar promedio de un grupo de orientación de {100}<0ll> a {223}<110> (en lo sucesivo puede abreviarse como una densidad polar promedio) , y una densidad D2 polar de una orientación de cristal {332}<113>.
En la modalidad, la densidad polar promedio es una característica (un grado de integración de la orientación, un grado de desarrollo de una textura) de una textura importante en particular (una orientación de cristal de un granó en una microestructura) . Además, la densidad polar promedio es una densidad polar expresada por una media aritmética de densidades polares de orientaciones de cristal respectivas {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>.
En las FIGURAS 1 y 2, con respecto a una sección transversal en una porción central de espesor de placa dentro de un intervalo de 5/8 a 3/8 de un espesor de placa, se realizó la difracción con rayos X para obtener las relaciones de intensidad de las intensidades por difracción con rayos X de orientaciones respectivas para una muestra aleatoria, y la densidad polar promedio de un grupo de orientación desde {100}<011> a {223}<110> pueden obtenerse de las respectivas relaciones de intensidad.
Como se muestra en las FIGURAS 1 y 2, cuando la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es de 6.5 o menos, una placa de acero puede satisfacer las propiedades (índices TS x ? y TS x EL que se describe después) que se han vuelto recientemente requeridas para el procesamiento de componentes de la parte baja de la carrocería. Esto es, cuando las propiedades, resistencia TS a la tracción, proporción ? de expansión de agujeros, y alargamiento por tensión EL pueden satisfacer TS x ? > 30,000 (refiérase a la FIGURA 1), y TS X EL > 14,000 (refiérase a la FIGURA 2) . En un caso de incremento adicional los índices TS x ? y TS x EL, es preferible que la densidad polar promedio sea de 4.0 o menos, de mayor preferencia 3.5 o menos, y aún de mayor preferencia 3.0 o menos.
Además, cuando la densidad polar promedio sobrepasa 6.5, incrementa significativamente la anisotropía en las propiedades mecánicas de una placa de acero. Como resultado, se mejora la capacidad de expansión de agujeros en una dirección específica, pero la capacidad de expansión de agujeros en otras direcciones diferentes de la dirección específica se deteriora significativamente. Por lo tanto, en este caso, con respecto a las propiedades que son necesarias para el procesamiento de los componentes de la parte baja de la carrocería, la placa de acero no satisface TS x ? > 30,000 y TS x EL > 14,000.
Por otro lado, cuando la densidad polar promedio es menor que 1.0, existe una preocupación de que la capacidad de expansión de agujeros se deteriore. Por lo tanto, se prefiere que la densidad polar promedio sea de 1.0 o más.
Además, por la misma razón, la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> en la porción central del espesor de placa dentro de un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de la placa se establece a 5.0 o menos . De modo similar a las FIGURAS 1 y 2, las FIGURAS 3 y 4 muestran una relación entre la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> que se obtiene por difracción con rayos X y los índices respectivos (TS x ? y TS x EL) . Como se muestra en las FIGURAS 3 y 4 , la densidad polar puede establecerse a 5.0 o menos de modo que asegure de manera suficiente los índices respectivos. Esto es, cuando la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> es de 5.0 o menos, con respecto a las propiedades que se han vuelto recientemente requeridas para el procesamiento de componentes de, la parte baja de la carrocería, la placa de acero puede satisfacer TS x ? > 30,000 y TS x EL _> 14,000. En el caso de incrementar además los índices TS x ? y TS x EL, se prefiere que la densidad polar sea de 4.0 o menos, y de mayor preferencia de 3.0 o menos. Además, cuando la densidad polar de la orientación de cristal {332}<:113> sobrepasa 5.0, incrementa significativamente la anisotropía en las propiedades mecánicas de una placa de acero. Como resultado, se mejora la capacidad de expansión de agujeros en una dirección específica, pero la capacidad de expansión de agujeros en otras direcciones diferentes de la dirección específica se deteriora significativamente. Por lo tanto, en este caso, con respecto a las propiedades que son necesarias para el procesamiento de los componentes de la parte baja de la carrocería, la placa de acero no satisface TS x ? > 30,000 y TS x EL 14,000.
Por otro lado, cuando la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> es menos de 1.0, existe una preocupación de que la capacidad de expansión de agujeros se deteriore. Por lo tanto, se prefiere que la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> sea de 1.0 o más.
La razón por la cual la densidad polar de la orientación de cristal descrita en lo anterior es importante para las propiedades de retención de la forma durante- el alargamiento por tensión y el proceso de expansión de agujeros no es necesariamente clara, pero se asume que la razón tiene una relación con el movimiento de deslizamiento de un cristal durante un proceso de expansión de agujeros.
La densidad polar tiene el mismo significado como una relación de intensidad aleatoria con rayos X. La relación de intensidad aleatoria con rayos X es un valor numérico obtenido al dividir la intensidad de difracción de un material de muestra por la intensidad de difracción de una muestra estándar que no tiene integración en una orientación específica. La intensidad de difracción (rayos X o por electrones) de la muestra estándar, y la intensidad de difracción del material de muestra puede obtenerse por medición utilizando el método de difracción con rayos X y similar bajo las mismas condiciones. La densidad polar puede ser capaz de medirse utilizando la difracción con rayos X, EBSD (Difracción de Electrones por Retrodispersión) , o canalización de electrones. Por ejemplo, la densidad polar del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> puede obtenerse como sigue. Las densidades polares de orientaciones de cristal respectivas {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> se obtienen desde una textura tridimensional (ODF) calculada por una serie de métodos de expansión que utilizan una pluralidad de cifras polares entre las cifras polares {110}, {100}, {211}, y {310} medidas por los métodos, y estas densidades polares se promedian aritméticamente para obtener la densidad polar del grupo de orientación desde {100}<011> a {223}<110>.
Con respecto a la muestra que se proporciona por la difracción con rayos X, la EBSD, y la canalización de electrones, el espesor de la placa de acero puede reducirse por pulido mecánico o similares para un espesor de placa predeterminado, de manera subsecuente, al mismo tiempo para poder eliminar una deformación por pulido químico, pulido electrolítico, o similares, la muestra puede ajustarse para una superficie apropiada incluyendo un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de placa para ser una superficie de medición, y la densidad polar puede medirse de acuerdo con los métodos descritos en lo anterior. Con respecto a una dirección de la anchura de placa, se prefiere que la muestra se recolecte en la cercanía de ¼ ó ¾ de una posición de espesor de placa (una posición distante desde un extremo de superficie de la placa de acero por una distancia que es de ¼ de una anchura de placa de la placa de acero) .
Con respecto no sólo a la porción central del espesor de placa sino también cuando muchas posiciones de espesor de placa sean posibles, cuando la placa de acero satisface la densidad polar descrita en lo anterior, se mejora aún más la capacidad de expansión de agujeros.
Sin embargo, la integración de orientación de la porción central de espesor de placa descrita en lo anterior tiene la máxima influencia para la anisotropía de la placa de acero, y en consecuencia, la calidad del material de la porción central del espesor de placa generalmente se representa en las propiedades del material de toda la placa de acero. En consecuencia, se especifican la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> en el intervalo de 5/8 a 3/8 de la porción central del espesor de placa.
Aquí, {hkl}<uvw> representa que cuando la muestra se recolecta por el método descrito en lo anterior, una dirección normal de una superficie de placa es paralela con <hkl>, y una dirección de laminación es paralela con <uvw>. Además, con respecto a una orientación de cristal, una orientación que es ortogonal a la superficie de placa comúnmente se expresa por (hkl) o {hkl}, y una orientación que es paralela con la dirección de laminación se expresa por [uvw] o <uvw> . {hkl}<uvw> representa colectivamente planos equivalentes, y (hkl) [uvw] representa planos de cristal individuales. Esto es, en la modalidad, puesto que una estructura cúbica centrada de una carrocería (estructura bcc) es un objetivo, por ejemplo, los planos respectivos (111) , (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), y (-1-1-1) son equivalentes, y en consecuencia no son distinguibles. En este caso, estas orientaciones se llaman colectivamente un plano {111} . La expresión ODF también se utiliza para la expresión de orientación de otras estructuras de cristal que tienen una baja propiedad simétrica, y en consecuencia, en la expresión ODF, una orientación individual generalmente se expresa por (hkl) [uvw] . Sin embargo, en la modalidad, {hkl}<uvw> y (hkl) [uvw] tienen el mismo significado.
Se describirá después, un valor r (valor de Lankford) de la placa de acero. En esta modalidad, con el fin de mejorar aún más la deformabilidad local, los valores r en direcciones respectivas (rL que es un valor r en una dirección de laminación que se describe después, r30 que es un valor r en una dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección de laminación, r60 que es un valor r en una dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección de laminación, y rC que es un valor r en una dirección ortogonal a la dirección de laminación) puede establecerse dentro de un intervalo predeterminado. Estos valores r son importantes en la modalidad. Como resultado de la investigación intensiva por la presente invención, se ha probado que cuando las densidades polares respectivas descritas en lo anterior, se controlan de manera adecuada, y estos valores r se controlan de manera adecuada, puede obtenerse una excelente capacidad de expansión de agujeros adicional.
Valor r (rC) en Dirección Ortogonal hacia la Dirección de Laminación: Esto es, como resultado de la investigación intensiva por la presente invención, se ha encontrado que cuando las densidades polares respectivas, que se describen en lo anterior, se establecen dentro del intervalo descrito en lo anterior, en este tiempo, y rC se establece a 0.70 o más, puede obtenerse una buena capacidad de expansión de agujeros. En consecuencia, rC se establece a 0.70 o más.
El límite superior de rC puede ser de 1.10 o menos para obtener una excelente capacidad de expansión de agujeros adicional .
Valor rC (r30) en Ángulo de 30° de Formación de Dirección con Dirección de Laminación: Como resultado de la investigación intensiva por la presente invención, se encontró que cuando las densidades polares respectivas, que se describen en lo anterior, se establecen dentro de los intervalos descritos en lo anterior, y r30 se establece a 1.10 o menos, puede obtenerse una buena capacidad de expansión de agujeros. En consecuencia, r30 se establece a 1.10 o menos.
El límite inferior de r30 puede ser de 0.70 o más para obtener una excelente capacidad de expansión de agujeros adicional .
Valor r (rL) en Dirección de Laminación, y Valor r (r60) en un Ángulo de 60° de Formación de Dirección con Dirección de Laminación: Además, como resultado de la investigación intensiva por la presente invención, se encontró que cuando las densidades polares respectivas, que se describen en lo anterior, rC, y r30 se establecen dentro de los intervalos descritos en lo anterior, al mismo tiempo, y rL y r60 satisfacen rL _> 0.70 y r60 < 1.10, respectivamente, excelente TS x ? adicional es capaz de obtenerse. En consecuencia, rL puede ser de 0.70 o más, y r60 puede ser de 1.10 o menos.
Con respecto al límite superior de rL y al límite inferior de r60, que se describen en lo anterior, rL puede ser de 1.10 o menos, y r60 puede ser de 0.70 o más a fin de obtener una excelente capacidad de expansión de agujeros adicional .
Cada valor r descrito en lo anterior se evalúa por una prueba de tracción utilizando un espécimen de prueba de tracción de JIS No. 5. En consideración de una placa de acero de alta resistencia común, el valor r puede evaluarse dentro de un intervalo en el cual la deformación por tracción está dentro de un intervalo de 5% a 15% y dentro de un intervalo el cual corresponde a el alargamiento por tensión uniforme.
Sin embargo, en general, se conoce que la textura y el valor r tienen una correlación entre sí, pero la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad, como ya se ha mencionado, la limitación de la densidad polar de la orientación del cristal y la limitación del valor r son diferentes entre sí. Por lo tanto, cuando ambas limitaciones se satisfacen de modo simultáneo, puede obtenerse la excelente deformabilidad local adicional.
Después, se describirá una microestructura de la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad.
Una microestructura básica de la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad incluye ferrita, bainita, y austenita retenida. En la modalidad, además de los componentes básicos de la microestructura (en lugar de una parte de ferrita, bainita, y austenita retenida) , uno o más tipos entre perlita, martensita y martensita revenida pueden además incluirse en la microestructura como un componente selectivo de la microestructura según sea necesario o de manera inevitable. Además, en la modalidad, una microestructura individual se evalúa por una relación de área.
El concentrado C de ferrita y bainita en la austenita retenida, y en consecuencia, la ferrita y bainita son necesarias para mejorar el alargamiento por tensión por el efecto TRIP. Además, la ferrita y bainita también contribuyen a la mejora de la capacidad de expansión de agujeros. La fracción de ferrita y la fracción de bainita pueden permitirse variar dependiendo de un nivel de resistencia que es un objetivo de desarrollo, pero cuando la ferrita se establece de 55 a 80% y la bainita se establece de 5% a 80%, pueden obtenerse una excelente ductilidad y una excelente capacidad de expansión de agujeros. En consecuencia, la ferrita se establece de 5% a 80%, y la bainita se establece de 5% a 80%.
La austenita retenida es una estructura que incrementa la ductilidad, en particular, el alargamiento por tensión uniforme por plasticidad inducida por transformación, y es necesario para que la austenita retenida sea de 2% o más en términos de una relación de área. Además, la austenita retenida se transforma a martensita por procesamiento, y también contribuye al mejoramiento de la resistencia. Cuanto mayor sea la relación de área de la austenita retenida, más se prefiere. Sin embargo, es necesario incrementar el contenido de C y Si a fin de asegurar que la austenita retenida sobrepase 30% en términos de una relación de área, y en este caso, la capacidad de soldadura o calidades de superficie se deterioran. Por lo tanto, el límite superior de la relación de área de la austenita retenida se establece a 30% o menos. Además, en el caso donde es necesario incrementar además el alargamiento por tensión uniforme, se prefiere que la austenita retenida sea de 3% o más, de mayor preferencia 5% o más, y aún de mayor preferencia 8% o más.
Cuando la martensita se genera a un cierto grado durante el enfriamiento antes del inicio de la transformación bainítica, puede obtenerse un efecto de promover la transformación bainítica o un efecto de estabilizar la austenita retenida. La martensita se reviene por recalentamiento, y en consecuencia, la martensita revenida puede incluirse en la microestructura según sea necesario.
Sin embargo, cuando la martensita revenida sobrepasa 60% en términos de relación de área, la ductilidad disminuye, y en consecuencia, la martensita revenida se limita a 60% o menos en términos de relación de área.
Además, la microestructura puede incluir perlita dentro de un intervalo de 10% o menos y martensita dentro de un intervalo de 20% o menos según sea necesario, respectivamente. Cuando la cantidad de perlita y la cantidad de martensita incrementan, la capacidad de conformación o deformabilidad local de la polaca de acero disminuye, o un índice de utilización del C que genera una austenita revenida disminuye. Por lo tanto, en la microestructura, la perlita se limita a 10% o menos, y la martensita se limita a 20% o menos .
Aquí, la relación de área de la austenita puede determinarse desde la intensidad de difracción qué puede obtenerse al llevar a cabo difracción con rayos X con respecto a un plano, que es paralelo con una superficie de placa, en la cercanía de ¼ de posición de espesor de placa.
Además, la relación de área de ferrita, perlita, bainita, y martensita pueden determinarse desde una imagen que puede obtenerse al observarla dentro de un intervalo de 1/8 a 3/8 de espesor de placa (esto es, un intervalo de espesor de placa en el cual la posición de M de espesor de placa se vuelve el centro) utilizando un FE-SEM (Microscopio Electrónico de Barrido de Emisión de Campo) . En la observación FE-SEM, se recolecta una muestra de tal manera que una sección espesor de placa en paralelo con la dirección de laminación de la placa de acero se vuelve una superficie de observación, y el pulido y grabado al aguafuerte con Nital se realizan con respecto a la superficie de observación.
Además, con respecto a la dirección del espesor de placa, en la cercanía de la superficie de la placa de acero y en la cercanía del centro de la placa de acero, la microestructura (componentes) de la placa de acero puede ser en gran medida diferente de otras porciones debido a la descarburación y precipitación del n. Por lo tanto, en la modalidad, la observación de la microestructura se realiza en la posición de ¾ del espesor de placa, que es la referencia.
Además, en el caso de mejorar aún más el alargamiento por tensión, el tamaño del grano en la microestructura, en particular, un diámetro promedio en volumen puede hacerse fino. Además, se mejora al elaborar el refinamiento del diámetro promedio en volumen, las propiedades de fatiga (relación del límite de fatiga) que son necesarias para placas de acero para vehículos .
El número de granos gruesos tiene una mayor influencia en el alargamiento por tensión comparado con los granos finos y de este modo, el alargamiento por tensión tiene una correlación estrecha con un diámetro promedio en volumen calculado como un volumen promedio ponderado comparado con un diámetro promedio en número. Por lo tanto, en el caso de obtener el efecto descrito en lo anterior, el diámetro promedio en volumen puede ser de 2 µp? a 15 µp?, y de mayor preferencia de 2 µ?? a 9.5 µ??.
Además, cuando el diámetro promedio en volumen disminuye, la concentración de deformación local que ocurre en un orden de micrómetro se suprime, y de este modo la tensión durante la deformación local puede dispersarse. En consecuencia, se considera que se mejora el alargamiento por tensión, en particular, el alargamiento por tensión uniforme. Además, cuando el diámetro promedio en volumen disminuye, un límite de grano, que sirve como una barrera de movimiento de dislocación, puede controlarse adecuadamente. Además, el límite de grano actúa en la deformación plástica repetitiva (fenómeno de fatiga) que ocurre debido al movimiento de dislocación, y de este modo, se mejoran las propiedades de fatiga.
Además, el diámetro de un grano individual (unidad de grano) puede determinarse como sigue.
La perlita se especifica por la observación de estructura utilizando un microscopio óptico. Además, las unidades de grano de ferrita, austenita, bainita, martensita y martensita revenida se especifican por EBSD. Cuando una estructura de cristal de una región que se determina por EBSD es una estructura cúbica centrada en las caras fcc (estructura fcc) , esta región se determina como austenita. Además, cuando una estructura de cristal de una región que se determina por el EBSD es una estructura cúbica centrada en el cuerpo (estructura bcc) , esta región se determina como cualquiera de ferrita, bainita, martensita, y martensita revenida. La ferrita, bainita, martensita, y martensita revenida pueden distinguirse utilizando un método KAM (Desorientación Promedio de Kernel) que está equipado con EBSP-OI (marca registrada, Microscopía de Imagen de Orientación-Patrón de Difracción de Electrones por Retrodispersión) . En el método KAM, una diferencia en orientación entre los pixeles respectivos se promedia en una primera aproximación (total de siete pixeles) en el cual un pixel hexagonal regular arbitrario (pixel central) entre los datos de medición, se utilizan seis pixeles que son adyacentes al pixel, en una segunda aproximación (tdtal de 19 pixeles) en el cual 12 pixeles se colocan más allá de los seis pixeles que también se utilizan, o en una tercera aproximación (total de 37 pixeles) en la cual 18 pixeles se colocan más allá de los 12 pixeles que se utilizan. Entonces, un valor promedio que se obtiene se determina como un valor del pixel central, y esta operación se realiza con respecto a la totalidad de los pixeles. Cuando se realiza el cálculo de acuerdo con el método KAM sin sobrepasar un límite de grano, puede crearse un mapa, que expresa una variación en la orientación intragranular. Este mapa muestra una distribución de deformación con base en la variación de orientación intragranular local .
En la modalidad, la diferencia de orientación entre pixeles adyacentes se calcula por la tercera aproximación en el EBSP-OIM (marca registrada) . El tamaño de grano de la ferrita, bainita, martensita, y austenita puede obtenerse como sigue. Por ejemplo, la medición de orientación descrita en lo anterior se realiza en una etapa de medición de 0.5 µp? por debajo con un aumento de 1,500 veces, una posición en la cual la diferencia de orientación entre los puntos de medición, que son adyacentes entre sí, sobrepasa 15° se determina como un límite de grano (este límite de grano no puede ser un límite de grano general) , y un diámetro circular equivalente se calcula para obtener el tamaño de grano. En el caso donde la perlita se incluye en la microestructura, con respecto a una imagen obtenida por un microscopio óptico, el tamaño de grano de perlita puede calcularse al aplicar un método de procesamiento de imagen tal como procesamiento de binarización y un método de intercepción.
En el grano (unidad de grano) definido como se describe en lo anterior, en el caso donde un radio circular equivalente (un valor a la mitad del diámetro circular equivalente) se establece para r, el volumen de un grano individual puede obtenerse por 4?p?G3/3, y un diámetro promedio en volumen puede obtenerse por un promedio ponderado del volumen.
Además, una fracción de grano grueso que se describe a continuación puede obtenerse al dividir la relación de área del grano grueso, que se obtiene por el método, por un área de un objeto a medirse.
Además, una fracción de grano equiaxial que se describe a continuación puede obtenerse al dividir la relación de área del grano equiaxial, el cual se obtiene por el método, por un área de un objeto a medirse.
Además, en el caso de mejorar aún más la capacidad de expansión de agujeros, con respecto al total de componentes de la microestructura, una relación de un área (fracción del grano grueso) ocupada por un grano (grano grueso) que tiene un tamaño de grano, que sobrepasa los 35 µ?t? por unidad de área, puede limitarse al 10% o menos. Cuando un grano que tiene un tamaño de grano grande incrementa, disminuye la resistencia a la tracción, y de este modo la deformabilidad local también disminuye. Por lo tanto, es preferible hacer el grano tan fino como sea posible. Además, cuando todos los granos recibieron una deformación de manera uniforme y equivalente, se mejora la capacidad de expansión de agujeros. En consecuencia, la deformación local del grano puede suprimirse al limitar la cantidad de granos gruesos.
La presente invención ha continuado una investigación para una deformabilidad local mucho mayor. Como resultado, se encontró el siguiente hecho. En el caso donde las densidades polares respectivas, que se describen en lo anterior, (y valores r) satisfacen la condición descrita en lo anterior, y cuando las propiedades equiaxiales del grano son excelentes, la dependencia direccional de un proceso de expansión de agujeros es pequeña, y la deformabilidad local se mejora aún más. Por lo tanto, en el caso de mejorar aún más la deformabilidad local, la fracción de grano equiaxial, que es un índice que indica las propiedades equiaxiales, puede establecerse de 50% a 100%. Cuando la fracción de grano equiaxial es de 50% o más, la deformabilidad en una dirección L, que es una dirección de laminación, y la deformabilidad en una dirección C, que es ortogonal a la dirección de laminación, se vuelven relativamente uniformes, y en consecuencia, se mejora la deformabilidad local. Además, la fracción de grano equiaxial representa una proporción de un grano (grano equiaxial) , que tiene excelentes propiedades equiaxiales, entre los granos (por ejemplo, total de granos) en la microestructura de la placa de acero, en la cual un valor (dL/dt) se obtiene al dividir la longitud dL del grano en la dirección de laminación por la longitud dt del grano en la dirección del espesor de placa es 3.0 o menos .
La dureza de Vickers de la bainita tiene una influencia en la resistencia a la tracción. Junto con el progreso de la transformación bainítica, la austenita retenida se estabiliza y la austenita retenida contribuye para mejorar el alargamiento por tensión. Además, cuando la dureza de la bainita es de 180 HV o más, la resistencia a la tracción y capacidad de expansión de agujeros puede mejorarse aún más. De modo que se obtiene un buen equilibrio entre la resistencia a la tracción y la capacidad de expansión de agujeros, y un buen equilibrio entre la resistencia a la tracción y el alargamiento por tensión, la dureza de Vickers de la bainita puede establecerse a 180 HV o más. Además, la dureza de Vickers se mide utilizando un dispositivo de medición micro-Vickers .
C (concentración promedio de C) en la austenita retenida contribuye en gran medida con la estabilidad de la austenita retenida. Cuando la concentración promedio de C en la austenita retenida es de 0.9% o más, puede obtenerse estabilidad suficiente para la austenita retenida. En consecuencia, el efecto TRIP puede obtenerse de modo efectivo, y en consecuencia, se mejora el alargamiento por tensión. Por lo tanto, la concentración promedio de C en la austenita retenida puede ser de 0.9% o más.
La concentración promedio de C en la austenita retenida se obtiene por difracción con rayos X. Esto es, en un análisis con rayos X se utilizan rayos de Cu-? , una constante reticular (su unidad es el angstrom) se obtiene desde un ángulo de reflexión de un plano (200) , un plano (220) , y un plano (311) de austenita, y de acuerdo con la siguiente Expresión 10, puede calcularse una concentración de carbono Cy en la austenita retenida.
Cy = (a-3.572) /0.033 ... (Expresión 10) Después, se describirá la razón de porqué los componentes químicos (elementos químicos) de la placa de acero laminada en frío que se relacionan con la modalidad se limitan. Aquí, "%" en el contenido de los componentes químicos respectivos representa "% en masa" .
C: 0.02% a 0.4%.
C es necesario para asegurar la alta resistencia y la austenita retenida. De modo que al obtener una cantidad suficiente de austenita retenida, se prefiere que el contenido de C, que se incluye en el acero sea de 0.02% o más. Por otro lado, cuando la placa de acero incluye C en exceso, deteriora la capacidad de soldadura, y en consecuencia el límite superior del contenido de C se establece a 0.4%. En el caso de mejorar aún más la resistencia y alargamiento por tensión, se prefiere que el contenido de C sea de 0.05% o más, de mayor preferencia de 0.10% o más, y aún de mayor preferencia de 0.12% o más. Además, en el caso de mejorar aún más la capacidad de soldadura, se prefiere que el contenido de C sea de 0.38% o menos, y de mayor preferencia de 0.36% o menos.
Si: 0.001% a 2.5%.
El Si es un desoxidante, y se prefiere que el contenido de Si, que se incluye en el acero sea de 0.001% o más. Además, el Si estabiliza la ferrita durante el recocido, y suprime la precipitación de cementita durante la transformación bainítica (durante la retención dentro de un intervalo de una temperatura predeterminada) . En consecuencia, el Si incrementa la concentración de C en la austenita, y contribuye para el aseguramiento de la austenita retenida. Entre más sea el contenido de Si, mayor será el efecto de incremento. Sin embargo, cuando el Si se agrega en exceso al acero, las calidades de superficie, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares se deterioran. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Si se establece a 2.5%. En el caso que un efecto de obtener austenita retenida estable sea lo suficientemente mostrada por Si, se prefiere que el contenido de Si sea de 0.02% o más, de mayor preferencia 0.50% o más, y aún de mayor preferencia 0.60% o más. Además, en un caso de asegurar aún más las calidades de superficie, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares, se prefiere que el contenido de Si sea de 2.2% o menos, y de mayor preferencia de 2.0% o menos .
Mn: 0.001% a 4.0% Mn es un elemento que estabiliza la austenita, e incrementa la templabilidad. De manera que se asegura la templabilidad suficiente, se prefiere que el contenido de Mn, que se incluye en el acero, pueda ser de 0.001% o más. Por otro lado, cuando el Mn se agrega en exceso en el acero, la ductilidad se deteriora y en consecuencia, el límite superior del contenido de Mn se establece a 4.0%. En el caso de asegurar aún más una alta templabilidad, se prefiere que el contenido de Mn sea de 0.1% o más. De mayor preferencia 0.5% o más, y aún de mayor preferencia 1.0% o más. Además, en el caso de asegurar aún más la alta ductilidad, se prefiere que el contenido de Mn sea de 3.8% o menos, y de mayor preferencia de 3.5% o menos.
P: 0.15% o menos P es una impureza, y cuando P se incluye en exceso en el acero, la ductilidad o capacidad de soldadura se deterioran. Por lo tanto, el límite superior del contenido de P se establece a 0.15%. Además, P opera como un elemento de templado en solución sólida, pero P inevitablemente se incluye en el acero. En consecuencia, no es necesario limitar en particular el límite inferior el contenido de P, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera el refinamiento general reciente (incluyendo el refinamiento secundario) , el límite inferior del contenido de P puede ser de 0.001%. En el caso de incrementar aún más la ductilidad y capacidad de soldadura, se prefiere que el contenido de P sea de 0.10% o menos, y de mayor preferencia de 0.05% o menos.
S : 0.03% o menos .
S es una impureza, y cuando S se contiene en exceso en el acero, se genera el MnS que se extiende por laminación en caliente. Por lo tanto, la conformabilidad tal como la ductilidad y la capacidad de expansión de agujeros se deterioran. Por lo tanto, el limite superior del contenido de S se establece a 0.03%. Además, puesto que S inevitablemente se incluye en el acero, no es necesario limitar en particular el límite inferior del contenido de S, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera en el refinamiento general reciente (incluyendo el refinamiento secundario) , el límite inferior del contenido de S puede ser de 0.0005%. En un caso de incrementar aún más la ductilidad y la capacidad de expansión de agujeros, se prefiere que el contenido de S sea de 0.020% o menos, y de mayor preferencia 0.015% o menos.
N: o .01% o menos .
N es una impureza, y cuando el contenido de N sobrepasa 0.01%, se deteriora la ductilidad. Por lo tanto, el límite superior del contenido de N se establece a 0.01% o menos. Además, puesto que N se incluye inevitablemente en el acero, no es necesario limitar en particular el límite inferior del contenido de N, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera en el refinamiento general reciente (refinamiento secundario) , el límite inferior del contenido de N puede ser de 0.0005%. En el caso de incrementar aún más la ductilidad, se prefiere que el contenido de N sea de 0.005% o menos.
Al: 0.001% a 2.0%.
Al es un desoxidante, y cuando se considera en el refinamiento general reciente (incluyendo el refinamiento secundario), se prefiere que el contenido de Al, que se incluye en el acero, sea de 0.001% o más. Además, el Al estabiliza la ferrita durante el recocido y suprime la precipitación de cementita durante la transformación bainítica (durante la retención dentro de un intervalo de una temperatura predeterminada) . En consecuencia, el Al incrementa la concentración de C en la austenita, y contribuye al aseguramiento de la austenita retenida. Cuando el contenido de Al se incrementa, el efecto incrementa aún más. Sin embargo, cuando el Al se agrega en exceso al acero, las calidades de superficie, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares se deterioran. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Al se establece a 2.0%. En el caso de que un efecto de obtener austenita retenida estable sea lo suficientemente mostrada por Al, se prefiere que el contenido de Al sea de 0.01% o más, y de mayor preferencia de 0.02% o más. Además, en el caso de asegurar aún más las calidades de superficie, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares, se prefiere que el contenido de Al sea de 1.8% o menos, y de mayor preferencia 1.5% o menos. 0: 0.01% o menos .
El 0 (oxígeno) es una impureza, y cuando el contenido de O sobrepasa 0.01%, la ductilidad se deteriora. Por lo tanto, el límite superior del contenido de O se establece a 0.01%. Además, puesto que O se contiene inevitablemente en el acero, no es necesario limitar en particular el límite inferior del contenido de O, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera el refinamiento general reciente (incluyendo el refinamiento secundario) , el límite inferior del contenido de O puede ser de 0.0005%.
Si + Al: 1.0% a 4.5%.
Estos elementos son desoxidantes como se describe en lo anterior, y se prefiere que la suma del contenido de Si y el contenido de Al sea de 1.0% o más. Además, tanto Si y Al estabilizan la ferrita durante el recocido, y suprimen la precipitación de cementita durante la transformación bainítica (durante la retención dentro de un intervalo de temperatura predeterminada) . En consecuencia, estos elementos incrementan la concentración de C en la austenita, y contribuyen al aseguramiento de austenita retenida. Sin embargo, cuando estos elementos se agregan en exceso al acero, las calidades de superficie, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares se deterioran, y por lo tanto, la suma del contenido de Si y el contenido de Al se establece a 4.5% o menos. En el caso de incrementar aún más las calidades de superficie, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares, se prefiere que la suma sea de 4.0% o menos, de mayor preferencia de 3.5% o menos, y aún de mayor preferencia 3.0% o menos.
Los elementos químicos descritos en lo anterior son componentes básicos (elementos básicos) del acero en la modalidad, y la composición química en la cual los elementos básicos se controlan (incluyen o limitan) , y en los cuales el resto incluido de Fe e impurezas inevitables es una composición básica de la modalidad. Sin embargo, en la modalidad, además de los componentes básicos (en lugar de una parte de Fe del resto) , los siguientes elementos químicos (elementos selectivos) pueden incluirse además en el acero según sea necesario. Además, incluso cuando los elementos selectivos se incluyen inevitablemente (por ejemplo, en una cantidad menor que los límites inferiores de las cantidades de los elementos selectivos respectivos) en el acero, el efecto en la modalidad no se deteriora.
Esto es, la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad puede incluir uno o más tipos entre Ti, Nb, Mg, REM, Ca, Mo, Cr, V, w, Ni, Cu, Co, Sn, zr, y As como un elemento selectivo para mejorar la conformabilidad local, por ejemplo, por control de inclusiones o refinamiento de precipitados.
Ti, Nb, B, Cu, y W mejoran una calidad de material a través de un mecanismo tal como la fijación de carbono y nitrógeno, reforzamiento de la precipitación, control de microestructura, y reforzamiento por refinamiento. En consecuencia, uno o más tipos entre Ti, Nb, B, Cu, y W pueden agregarse al acero según sea necesario. En este caso, con respecto a los límites inferiores de los contenidos de los elementos químicos respectivos, el contenido de Ti es de preferencia 0.001% o más, el contenido de Nb es de preferencia 0.005% o más, el contenido de B es de preferencia 0.0001% o más, el contenido de Cu es de preferencia 0.001% o más, y el contenido de es de preferencia 0.001% o más. Sin embargo, incluso cuando estos elementos químicos se agregan en exceso al acero, el efecto remarcable no se obtiene, y a la inversa, la capacidad de conformación y capacidad de fabricación se deterioran. Por lo tanto, con respecto a los límites superiores de los contenidos de los elementos químicos respectivos, el contenido de Ti se limita a 0.2% o menos, el contenido de Nb se limita a 0.2% o menos, el contenido de B se limita a 0.005% o menos, el contenido de Cu se limita a 2.0% o menos, y el contenido de se limita a 1.0% o menos. Además, en consideración para la reducción en costo de la aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Ti, el contenido de Nb, el contenido de B, el contenido de Cu, y el contenido de W son de 0%.
Mg, REM (Metal de Tierras Raras) , y Ca son elementos selectivos importantes para mejorar la deformabilidád local de la placa de acero al controlar las inclusiones en una forma inofensiva. En consecuencia, uno o más tipos entre Mg, REM, y Ca pueden agregarse al acero según sea necesario. En este caso, todos los límites inferiores de las cantidades de los elementos químicos respectivos son de preferencia 0.0001%. Por otro lado, cuando estos elementos químicos se agregan en exceso al acero, se deteriora la limpieza. Por lo tanto, con respecto a los límites superiores de las cantidades de los elementos químicos respectivos, el contenido de Mg se limita a 0.01% o menos, el contenido de REM se limita a 0.1% o menos, y el contenido de Ca se limita a 0.001% o menos. Además, en consideración para la reducción de costos de la aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Mg, el contenido de REM, y el contenido de Ca son de 0%.
Mo y Cr tienen un efecto de incrementar la resistencia mecánica o un efecto de mejorar una calidad de material, y en consecuencia, uno o ambos de Mo y Cr pueden agregarse al acero según sea necesario. En este caso, con respecto a los límites inferiores de las cantidades de los eleméntos químicos respectivos, el contenido de Mo de preferencia es de 0.001% o más, y el contenido de Cr es de preferencia 0.001% o más. Sin embargo, cuando estos elementos químicos se agregan en exceso al acero, la capacidad de conformación se deteriora a la inversa. Por lo tanto, con respecto a los límites superiores de las cantidades de los elementos químicos respectivos, el contenido de Mo se limita a 1.0% y el contenido de Cr se limita a 2.0%. Además, en consideración para la reducción de costos de la aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Mo y el contenido de Cr son de 0%.
V es efectivo para el reforzamiento de la precipitación, y una generación de deterioro para la capacidad de expansión de agujeros es pequeña, que se provocan por el reforzamiento de la precipitación, y en consecuencia, V es un elemento selectivo efectivo para el caso en el cual una buena capacidad de expansión de agujeros y alta resistencia es necesaria. En consecuencia, V puede agregarse al acero según sea necesario. En este caso, se prefiere que el contenido de V sea de 0.001% o más. Sin embargo, cuando V se agrega en exceso al acero, la capacidad de conformación se deteriora, y por lo tanto, el contenido de V se limita a 1.0% o menos. Además, en consideración para la reducción de costos de la aleación, no es necesario agregar a propósito V al acero, y el límite inferior del contenido de V es de 0%.
Ni, Co, Sn, Zr, y As son elementos selectivos que incrementan la resistencia, y por lo tanto, uno o más tipos de entre Ni, Co, Sn, Zr, y As pueden agregarse al acero según sea necesario. En este caso, cuando los contenidos efectivos (límites inferiores de las cantidades) de los elementos químicos respectivos, el contenido de Ni es de preferencia 0.001% o más, el contenido de Co es de preferencia 0.0001% o más, el contenido de Sn es de preferencia 0.0001% o más, el contenido de Zr es de 0.0001% o más, y el contenido de As es de preferencia 0.0001% o más. Sin embargo, cuando estos elementos químicos se agregan en exceso al acero, la conformabilidad se pierde. Por lo tanto, con respecto a los límites superiores de las cantidades de los elementos químicos respectivos, el contenido de Ni se limita a 2.0% o menos, el contenido de Co se limita a 1.0% o menos, el contenido de Sn se limita a 0.2% o menos, el contenido de Zr se limita a 0.2% o menos, y el contenido de As se limita a 0.5% o menos. Además, en consideración para la reducción de costos de la aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Ni, el contenido de Co, el contenido de Sn, el contenido de Zr, y el contenido de As son de 0%.
Como se describe en lo anterior, la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad tiene una composición química que incluye los elementos básicos descritos en lo anterior, el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, o una composición química que incluye los elementos básicos descritos en lo anterior y al menos un tipo seleccionado de los elementos selectivos descritos en lo anterior, el resto consiste de Fe e impurezas inevitables.
En la modalidad, un tratamiento de galvanizado por inmersión en caliente o un tratamiento de aleación después del galvanizado puede llevarse a cabo en una superficie de la placa de acero laminada en frío descrita en lo anterior, y por lo tanto, la placa de acero laminada en frío puede tener una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida en una superficie de la misma.
Además, en la modalidad, la placa de acero laminada en frío (incluyendo una placa de acero galvanizada por inmersión en caliente y una placa de acero galvanorrecocida) puede someterse a diversos tipos de tratamientos de superficie (electro-revestimiento, revestimiento por inmersión en caliente, revestimiento por deposición, un tratamiento con cromato, un tratamiento sin cromo, un tratamiento por laminación, un tratamiento utilizando diversos tipos de sales, y similares) , y por lo tanto, la placa de acero laminada en frío puede tener una película metálica (un revestimiento o similar) o una película orgánica (una película laminada o similar) en una superficie de la misma.
Además, en la modalidad, el espesor de placa de la placa de acero laminada en frío no se limita en particular, sino por ejemplo, el espesor de placa puede ser de 0.5 a 2.5 mm, o de 0.5 mm a menos de 2.0 mm. Además, la resistencia de la placa de acero laminada en frío tampoco se limita en particular, y por ejemplo, la resistencia a la tracción puede ser de 440 MPa a 1,500 MPa.
Después, se describirá un método de producción de la placa de acero laminada en frío relacionada con una modalidad de la presente invención.
Para realizar una excelente capacidad de expansión de agujeros y un excelente alargamiento por tensión, es importante formar una textura (textura no desarrollada) que tiene una densidad polar de menor anisotropía. Por lo tanto, se describirán a continuación detalles de las condiciones de producción tal que satisfagan las condiciones descritas en lo anterior de las densidades polares respectivas de la placa de acero laminada en frío que se produce .
Un método de producción que precede a la laminación en caliente no se limita en particular. Por ejemplo, diversos tipos de refinamiento secundario pueden realizarse de modo subsecuente para la fusión y refinamiento utilizando un alto horno, un horno eléctrico, un convertidor, o similares para fundir el acero que está satisfaciendo la composición química descrita en lo anterior, por lo cual el acero (acero fundido) puede obtenerse. Entonces, para obtener un lingote de acero o losa a del acero, por ejemplo, el acero puede fundirse por métodos de fundición tales como un método de fundición continua común, un método de lingote, y un método de fundición de losas delgadas. En el caso de la fundición continua, el acero puede laminarse en caliente después de enfriar el acero una vez a una baja temperatura (por ejemplo, temperatura ambiente) , y recalentar el acero. Alternativamente, el acero (losa a fundirse) inmediatamente después de fundirse puede continuamente laminarse en caliente. Además, como un material sin procesar de acero (acero fundido), puede utilizarse chatarra.
Además, en la laminación en caliente que se describirá posteriormente, después de un desbaste, un acabado por laminación puede realizarse continuamente después de unirse a un llantón. En este momento, una barra sin trabajar puede devanarse a la vez en una bobina, y puede almacenarse en una cubierta que tiene una función de retención de calor según sea necesario, y la unión puede realizarse después de rebobinar la bobina otra vez.
Para obtener una placa de acero de alta resistencia que es excelente en deformabilidad local, se prefiere se satisfagan las siguientes condiciones.
Primero, a fin de incrementar la deformabilidad local, un tamaño de grano de austenita después de un desbaste, esto es, antes que el acabado por laminación sea importante. Esto es, se prefiere que el tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación sea pequeño. Además, se ha probado que cuando un tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación es de 200 µ?? o menos, es efectivo para asegurar suficiente deformabilidad local. Además, en un caso tal que rC y r30 son controlados de modo efectivo en un intervalo de 0.70 o más y 1.10 o menos, respectivamente, el tamaño promedio de grano de austenita antes del acabado por laminación puede ser de 200 µp? o menos.
Como se muestra en la FIGURA 5 , para obtener un tamaño promedio de grano de austenita de 200 µp? o menos antes del acabado por laminación, el acero puede laminarse una o más veces (una o más pasadas) con una relación de reducción por laminación de 40% o más por un desbaste (una primera laminación en caliente) dentro de un intervalo de temperatura de 1,000°C a 1,200°C (de preferencia, 1,150°C o menos).
Cuando la relación de reducción por laminación y el número de veces de reducción por laminación incrementa, puede obtenerse un grano de austenita aún más fino. Por ejemplo, en el desbaste, es preferible controlar el tamaño promedio de grano de austenita a 100 µtt? o menos. Para realizar el control del tamaño de grano, es preferible que una laminación en la cual una relación de reducción por laminación de una pasada que sea de 40% o más pueda realizarse dos o más veces (dos o más pasadas) . Sin embargo, con respecto al desbaste, cuando la relación de reducción por laminación de una pasada se limita a 70% o menos, o el número de veces de reducción por laminación (el número de pasadas) se limita a 10 veces o menos, un problema alrededor de una disminución de temperatura o generación excesiva de escamas son capaces de reducirse. En consecuencia, la relación de reducción por laminación de una pasada en el desbaste puede ser de 70% o menos, y el número de veces de reducción por laminación (el número de pasadas) puede ser de 10 veces o menos.
Como se describe en lo anterior, cuando el tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación se hace pequeño, se promueve la recristalización de austenita en la laminación de acabado subsecuente, y en consecuencia, la reducción del tamaño de grano de austenita es efectivo para mejorar la capacidad de expansión de agujeros. Además, la reducción del tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación también es efectiva desde los puntos de vista del control de rC y r30.
Se asume el efecto para que sea debido a un límite de grano de austenita después que el desbaste (esto es, antes del acabado por laminación) funcione como un núcleo de recristalización durante el acabado por laminación.
A fin de confirmar el tamaño de grano de austenita después del desbaste, es preferible enfriar rápidamente el acero (placa de acero) antes de que entre al acabado por laminación en un índice de enfriamiento tan alto como sea posible. Por ejemplo, la placa de acero se enfría en un índice de enfriamiento promedio de 10°C/s o mayor. Además, una sección transversal de una pieza de placa recolectada de la placa de acero obtenida después del enfriamiento se graba al aguafuerte para hacer un límite de grano de austenita en una microestructura que emerge hacia el frente, y luego se realiza la medición utilizando un microscopio óptico. En este momento, con respecto a 20 campos de visión o más a un aumento de 50 veces o más, el tamaño de grano de austenita se mide por análisis de imagen o un método de intercepción, y tamaños de grano de austenita respectivos se promedian para obtener un tamaño promedio de grano de austenita.
Además, como una condición para controlar la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad polar de la orientación del cristal {332}<113> en la porción central del espesor de placa dentro de un intervalo de 5/8 a 3/8 del intervalo de espesor de placa para estar dentro de los intervalos, de densidad polar descritos en lo anterior, la laminación se controla en el acabado por laminación (una segunda laminación en caliente) después del desbaste con una temperatura TI (°C), que puede determinarse como se muestra en la siguiente Expresión 11 por una composición química (en % en masa) de acero, establecido como una referencia.
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] + 350 X [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x [Mo] + 100 ? [V] ... (Expresión 11) Además, en la Expresión 11, [C] , [N] , [Mn] , [Nb] , [Ti] , [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan los porcentajes en masa de C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V en el acero, respectivamente. Además, el cálculo se realizó mientras se establecieron las cantidades de elementos químicos (componentes químicos) no contenidos en la Expresión 11 a 0%. Por lo tanto, en la composición básica que contiene sólo los componentes básicos descritos en lo anterior, la siguiente Expresión 12 puede utilizarse en vez de la Expresión 11.
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] ... (Expresión 12) Además, cuando el acero incluye elementos selectivos, es necesario para una temperatura calculada por la Expresión 11 en lugar de la temperatura calculada por Expresión 12 para establecerse como TI (°C) .
En el acabado por laminación, la temperatura TI (°C) que puede obtenerse por la Expresión 11 o Expresión 12 se establece como una referencia, una gran relación de reducción por laminación se asegura en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C (de preferencia, un intervalo de temperatura de TI + 50°C a TI + 100°C) , y la relación de reducción por laminación se limita a un intervalo pequeño (incluyendo 0%) en un intervalo de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C. Cuando el acabado por laminación se realiza en adición al desbaste, la deformabilidad local de un producto final puede elevarse.
Esto es, cuando la gran relación de reducción por laminación se asegura en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C, y la relación de reducción por laminación se limita en un intervalo de temperatura que es igual a o mayor que Ar3°C y menor que TI + 30°C, la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> en la porción central del espesor de placa están lo suficientemente controladas. En consecuencia, la capacidad de expansión de agujeros del producto final se mejora dramáticamente.
La temperatura TI en sí misma se obtiene empíricamente. La presente invención ha encontrado empíricamente el siguiente hecho a través del experimento. Esto es, un intervalo de temperatura en el dual la recristalización en un intervalo de austenita de cada acero que se promueve puede determinarse con la temperatura TI establecida como referencia. A fin de obtener una excelente capacidad de expansión de agujeros adicional, es importante acumular una gran cantidad de deformación por reducción por laminación, y por lo tanto, una relación de la reducción por laminación acumulativa dentro de un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es de 50% o más. Además, desde el punto de vista de promover la recristalización por acumulación de deformación, se prefiere que la relación de reducción por laminación acumulativa sea de 70% o más. Además, cuando el límite superior de la relación de reducción por laminación acumulativa se limita, la temperatura de laminación puede ser además lo suficientemente segura, y por lo tanto, una carga de laminación puede suprimirse aún más. En consecuencia, la relación de reducción por laminación acumulativa puede ser de 90% o menos.
Además, a fin de incrementar el alargamiento por tensión y ductilidad local de un producto final debido a la elevación de la homogeneidad del acero (placa original laminada en caliente) , el acabado por laminación se controla para incluir una pasada de reducción por laminación grande que tiene una relación de reducción por laminación de 30% o más en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C hasta el límite. De esta manera, en el acabado por laminación, en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C, al menos una vez de reducción por laminación que tiene una relación de reducción por laminación de 30% o más se realiza. En particular, cuando se considera el control de enfriamiento, que se describirá después, la relación de reducción por laminación en la pasada final en el intervalo de temperatura es de 30% o más. Esto es, se prefiere que la pasada final sea la pasada de reducción por laminación grande. En un caso donde además se requiere alta capacidad de conformación, las relaciones de reducción por laminación de las dos pasadas finales en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C puede establecerse a 30% o más, respectivamente. En el caso de elevar además la homogeneidad de una placa laminada en caliente, la relación de reducción por laminación de la pasada de reducción por laminación grande (una pasada) puede ser de 40% o más. Además, en el caso de obtener una forma excelente de una placa de acero adicional, la relación de reducción por laminación de la pasada de reducción por laminación grande (una pasada) puede ser de 70% o menos.
Además, como una condición en la cual los' rL y r60 descritos en lo anterior satisfacen rL _ 0.70, y r60 < 1.10, además de un control adecuado de un tiempo t en espera que se describirá después, en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C, un aumento de temperatura de una placa de acero entre las pasadas respectivas durante la reducción por laminación se suprime de preferencia a 18°C o menos.
Además, en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C, cuando aumenta la temperatura de una placa de acero entre las pasadas de laminación respectivas se suprime, puede obtenerse austenita recristalizada uniforme.
Además, la recristalización uniforme se promueve al liberarse de la deformación acumulada. En consecuencia, después que la reducción por laminación en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C se termina, una cantidad de procesamiento en un intervalo de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C (de preferencia, T1°C a menos de TI + 30°C) se suprime para ser tan pequeño como sea posible. En consecuencia, la relación de reducción por laminación acumulativa en un intervalo de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C se limita a 30% o menos. En el caso de asegurar una excelente forma de placa en este intervalo de temperatura, se prefiere la relación de reducción por laminación acumulativa de 10% o más. Sin embargo, en el caso donde un alto valor se establece en la capacidad de expansión de agujeros, se prefiere que la relación de reducción por laminación acumulativa sea de 10% o menos, y de mayor preferencia 0%. Esto es, en un intervalo de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C, no es necesario realizar la reducción por laminación, e incluso cuando la reducción por laminación se realiza, la relación de. reducción por laminación acumulativa se establece a 30% o menos.
Además, cuando la relación de reducción por laminación en un intervalo de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C es grande, no es necesario realizar la reducción por laminación, el grano de austenita recristalizado se extiende, y por lo tanto, la capacidad de expansión de agujeros se deteriora.
Esto es, con respecto a las condiciones de producción relacionadas con la modalidad, cuando la austenita se recristaliza uniforme y finamente en el acabado por laminación, la textura de un producto se controla. En consecuencia, puede mejorarse la capacidad de expansión del agujero.
Cuando la laminación se realiza en un intervalo de temperatura menor que Ar3°C, o la relación de reducción por laminación acumulativa en un intervalo de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C es demasiado grande, se desarrolla la textura de austenita. Como resultado, una placa de acero que puede obtenerse finalmente que no satisface al menos una de una condición en l cual la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> en la porción central del espesor de placa es de 1.0 a 6.5, y una condición en la cual la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> en la porción central del espesor de placa es de 1.0 a 5.0. Por otro lado, en la laminación de acabado, cuando la laminación se realiza en un intervalo de temperatura mayor que TI + 200°C, o la relación de reducción por laminación acumulativa es demasiado pequeña, los granos gruesos o granos mezclados pueden incluirse en la microestructura, o la microestructura puede constituirse por granos mezclados. Además, en este caso, una fracción de grano grueso o un diámetro promedio en volumen incrementa.
Aqui, la relación de reducción por laminación puede obtenerse por resultados actuales o cálculo en la medición de una carga de laminación o un espesor de placa, y similar. Además, una temperatura de laminación (por ejemplo, cada uno de los intervalos de temperatura anteriores) puede obtenerse por medición actual utilizando un termómetro entre los trenes, por el cálculo a través de una simulación de cálculo en consideración de la generación de calor del procesamiento debida a una velocidad de línea, una relación de reducción por laminación o similar, o al realizar ambos de estos (medición actual y cálculo). Además, en la descripción anterior, la relación de reducción por laminación en una pasada representa un porcentaje de una cantidad de reducción por laminación en una pasada para un espesor de placa de entrada antes de pasar a través de un tren de laminación (una diferencia entre el espesor de placa de entrada antes de pasar a través del tren de laminación y un espesor de placa de salida después de pasar por el tren de laminación) . Cuando un espesor de placa de entrada antes de la primera pasada en la laminación en cada uno de los intervalos de temperatura se establece como una referencia, la relación de reducción por laminación acumulativa representa una relación de una cantidad de reducción por laminación acumulativa a la referencia (una diferencia entre el espesor de placa de entrada antes de la primera pasada en la laminación en cada uno de los intervalos de temperatura y el espesor de placa de salida después de una pasada final en la laminación en cada uno de los intervalos de temperatura) . Además, la temperatura Ar3 se obtiene por la siguiente Expresión 13.
Ar3 = 879.4 - 516.1 x [C] - 65.7 x [Mn] + 38.0 x [Si] + 274.7 x [P] ... (Expresión 13) Con respecto a la laminación en caliente (acabado por laminación) que se realiza como se describe en lo anterior, la laminación en caliente se termina a una temperatura mayor que Ar3°C. Cuando la laminación en caliente se termina a una temperatura menor que Ar3 (°C) , el acero se lamina en una región de dos fases (región de dos fases) incluyendo austenita y ferrita, y por lo tanto, la integración de la orientación del cristal al grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> se vuelve fuerte. Como resultado, la capacidad de expansión de agujeros se deteriora significativamente. Aquí, cuando la temperatura de terminación de laminación del acabado por laminación es T1°C o mayor, una cantidad de deformación en un intervalo de temperatura de T1°C o menor puede reducirse, y por lo tanto, la anisotropía puede reducirse aún más. En consecuencia, la temperatura de terminación de la laminación del acabado por laminación puede ser de T1°C o mayor.
Además, el enfriamiento (primer enfriamiento) después de una pasada de reducción por laminación grande final (reducción por laminación en un tren de laminación) de la laminación en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C tiene un gran efecto sobre un tamaño de grano de austenita, y el tamaño de grano de austenita tiene un fuerte efecto en una fracción de grano equiaxial y una fracción de grano grueso de una microestructura después de laminación en frío y recocido.
El acero se enfría después de un tren de laminación que corresponde a la pasada final entre las pasadas de reducción por laminación grande de tal manera que el tiempo t de espera (segundo) , que se toma antes de un primer inicio del enfriamiento después de la finalización de la pasada final entre las pasadas de reducción por laminación grande (como se describen en lo anterior, las pasadas de reducción por laminación grande representan la reducción por laminación (pasadas) que tienen una relación de reducción por laminación de 30% o más en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200 °C) en la laminación en caliente que se completa, satisfacen la Expresión 14 (el primer enfriamiento) . Aquí, TI en la Expresión 14 puede obtenerse por la siguiente Expresión 15. En la Expresión 15, Tf representa una temperatura (°C) de una placa de acero al momento de finalización de la pasada final en las pasadas de reducción por laminación grandes, y Pl representa una relación de reducción por laminación (%) en la pasada final entre las pasadas de reducción por laminación grande. Aquí, cuando se considera la capacidad de operación (por ejemplo, corrección de la forma o capacidad de control del segundo enfriamiento) , el primer enfriamiento puede realizarse entre los trenes de laminación.
Cuando el tiempo t en espera sobrepasa el valor del lado derecho (ti x 2.5) de la Expresión 14, la recristalización casi se completa, por otro lado, un grano significativamente crece y por consiguiente, incrementa un tamaño de grano. Por lo tanto, el valor r (por ejemplo, rC y r30) y el alargamiento por tensión disminuyen significativamente. En consecuencia, cuando el inicio del enfriamiento se controla de tal manera que el tiempo t en espera satisface la siguiente Expresión 14, un tamaño de grano se controla de modo adecuado. Por lo tanto, el control del inicio de enfriamiento tiene un efecto en asegurar un alargamiento por tensión suficiente. t < 2.5 x ti... (Expresión 14) ti = 0.001 X ( (Tf - TI) x Pl/100)2 - 0.109 x ( (Tf -TI) x Pl/100) + 3.1... (Expresión 15) Cuando el tiempo t en espera además se limita para ser menor que ti segundos (la siguiente Expresión 16) , el crecimiento del grano puede suprimirse en gran medida. En este caso, un diámetro promedio en volumen de un producto final se disminuye aún más, y por lo tanto, la limitación es efectiva para controlar que el diámetro promedio en volumen sea de 15 µp? o menos. Como resultado, incluso cuando la recristalización no progresa lo suficiente, el alargamiento por tensión de la placa de acero puede incrementarse aún más, al mismo tiempo, y las propiedades de fatiga pueden mejorarse. t < ti... (Expresión 16) Por otro lado, cuando el tiempo t en espera se limita además dentro de un rango de ti segundos a 2.5 x ti segundos (la siguiente Expresión 17) , el diámetro promedio en volumen incrementa comparado con un caso en el cual el tiempo t en espera es menor que ti segundos. Sin embargo, la recristalización progresa lo suficiente, y por lo tanto, la orientación del cristal se vuelve aleatoria. En consecuencia, el alargamiento por tensión de la placa de acero puede mejorarse lo suficiente al mismo tiempo, y la isotropía puede mejorarse en gran medida. ti < t < 2.5 x ti... (Expresión 17) Además, el primer enfriamiento descrito en lo anterior puede realizarse entre los trenes de laminación o después del tren final. Esto es, después de llevar a cabo el primer enfriamiento, la laminación tiene una relación de reducción por laminación baja (por ejemplo, 30% o menos, (o menos de 30%) ) que puede realizarse en un intervalo de temperatura de Ar3°C o mayor (por ejemplo, de Ar3 (°C) a TI + 30 (o Tf ) (°C) ) .
Se prefiere que una variación de temperatura de enfriamiento que es una diferencia entre una temperatura de la placa de acero (temperatura del acero) al momento del inicio del enfriamiento y una temperatura de la placa de acero (temperatura del acero) al momento del término del enfriamiento en el primer enfriamiento sea de 40°C a 140°C. Además, se prefiere que la temperatura T2 de la 'placa de acero al momento de la finalización del enfriamiento del primer enfriamiento sea TI + 100°C o menor. Cuando la variación de la temperatura de enfriamiento es de 40°C o mayor, el crecimiento de grano del grano de austenita recristalizada puede suprimirse aún más. Y por lo tanto, la resistencia y alargamiento por tensión pueden incrementarse. Cuando la variación de la temperatura de enfriamiento es de 140°C o menor, la recristalización puede progresar además lo suficiente, y por lo tanto, la densidad polar puede mejorarse aún más. En consecuencia, la capacidad de expansión de aguj eros puede incrementarse aún más .
Además, cuando la variación de temperatura de enfriamiento se limita a 140°C o menos, la temperatura de la placa de acero puede controlarse de una manera relativamente fácil, y la selección variante (evitada de la limitación variante) puede controlarse de una manera relativamente efectiva, y por lo tanto, el desarrollo de una textura puede suprimirse aún más. En consecuencia, en este caso, la isotropía puede elevarse aún más, y por lo tanto, la dependencia de orientación de la capacidad de conformación puede disminuirse aún más. Además, cuando la temperatura T2 de la placa de acero al momento del término del enfriamiento del primer enfriamiento es de TI + 100 °C o menor, puede obtenerse un efecto de enfriamiento suficiente adicional. Debido al efecto de enfriamiento, el crecimiento de grano puede suprimirse, y por lo tanto, un incremento del tamaño de gano puede suprimirse aún más .
Además, se prefiere que un índice de enfriamiento promedio en el primer enfriamiento sea de 50°C/s o más. Cuando el índice de enfriamiento promedio en el primer enfriamiento es 50°C/s o más, el crecimiento de grano del grano de austenita recristalizado puede suprimirse aún más. Por otro lado, no es necesario establecer en particular el límite superior del índice de enfriamiento promedio, pero el índice de enfriamiento promedio puede ser de 200°C/s o menos desde el punto de vista de una forma de placa.
Además, otras condiciones de enfriamiento en un intervalo desde el término del primer enfriamiento al inicio del enfriamiento (un segundo enfriamiento) no se limita en particular, y de acuerdo con el propósito, la microestructura puede controlarse de modo flexible dentro de un intervalo de la microestructura descrita en lo anterior al establecer un patrón de enfriamiento. Además, por ejemplo, en el caso de retener el tamaño de grano de austenita para ser relativamente fino, el enfriamiento (este enfriamiento se incluye en el segundo enfriamiento) puede realizarse después de la pasada a través del tren de laminación final de un molino de acabado por laminación. De esta manera, el segundo enfriamiento se realiza subsecuente al primer enfriamiento. El segundo enfriamiento puede iniciarse a los 10 segundos después de que el primer enfriamiento se completa. De esta manera, cuando el segundo enfriamiento inicia a los 10 segundos después que el primer enfriamiento se completa, un grano puede volverse aún más fino.
Además, el acero se enfría a una temperatura de 650 °C o menor (este enfriamiento se incluye en el segundo enfriamiento) , y entonces el acero (placa original laminada en caliente) se devana en un intervalo de temperatura de 650°C o menor. Cuando el acero se devana antes de alcanzar la temperatura de 650°C o menor, incrementa la anisotropía de la placa de acero después del laminado en frió, y por lo tanto, la capacidad de expansión de agujeros disminuye significativamente. El límite inferior de una temperatura de devanado no se limita en particular, pero el límite inferior puede ser de 350 °C o mayor de modo que suprime una carga de laminación en frío al suprimir la generación de martensita.
La placa original laminada en caliente que se produce como se describe en lo anterior, se enfría y se somete a decapado, y entonces la laminación en frío se realiza en una relación de reducción por laminación (una relación de reducción por laminación en frío) de 30% a 90%. Cuando la relación de reducción por laminación es menor que 30%, es difícil que ocurra la recristalización en el proceso de recocido subsecuente, y por lo tanto, un control de textura (control de la densidad polar) por ferrita recristalizada que se describirá después se vuelve difícil. Además, en este caso, la fracción de grano equiaxial disminuye, y por lo tanto, un grano después del recocido se vuelve grueso. Además, cuando la relación de reducción por laminación sobrepasa el 90%, se desarrolla una textura durante el recocido, y por lo tanto, la anisotropía de una orientación de cristal se vuelve fuerte. Por lo tanto, la relación de reducción por laminación de laminación en frío se establece de 30% a 90%. Para controlar un grano para que sea aún más fino al mejorar adicionalmente la fracción de grano equiaxial, se prefiere que la relación de reducción por laminación de laminación en frío sea de 40% o más. Además, para reducir aún más la anisotropia de una orientación de cristal, se prefiere que la relación de reducción por laminación de laminación en frío sea de 80% o menos, de mayor preferencia 70% o menos, y aún de mayor preferencia 60% o menos .
En el caso donde una textura fuerte se desarrolla en un acero laminado en frío (placa de acero) , incluso cuando se realiza el recocido subsecuente, la textura tiene una tendencia para llevarse a cabo sobre una microestructura después del recocido. Como resultado, la ductilidad y capacidad de expansión de agujeros pueden deteriorarse. Por lo tanto, en el caso para llevar a cabo la laminación en frío, además de un control de la textura de una placa de acero laminada en caliente, es necesario debilitar la textura, que se desarrolla por laminación en frío, debido al control de las condiciones de recocido. El efecto de recocido se muestra al realizar el calentamiento en dos etapas que satisface las Expresiones 19 y 20. La razón detallada de porqué la textura y propiedades mecánicas de la placa de acero pueden controlarse adecuadamente por el calentamiento en dos etapas no es clara. Sin embargo, se considera que un efecto de debilitamiento de la textura tiene una relación con la recuperación de la dislocación introducida durante la laminación en frío y recristalización. Esto es, cuando el índice de calentamiento dentro de un intervalo de temperatura de 650°C para Aci°C es alto, la ferrita no se recristaliza y la ferrita no recristalizada como se conforma permanece durante la transformación inversa. Además, cuando un acero que incluye 0.01% de contenido de C, por % en masa, se recoce en una región de dos fases incluyendo ferrita y austenita, la austenita que se forma bloquea el crecimiento de la ferrita recristalizada, y la ferrita no recristalizada tiene una tendencia a permanecer después del recocido. La ferrita no recristalizada tiene una textura fuerte, y por lo tanto, tiene una influencia negativa en la deformabilidad local. Además, la ferrita no cristalizada contiene mucha dislocación y por lo tanto, deteriora en gran medida la ductilidad. Por lo tanto, se prefiere que un índice de calentamiento dentro de un intervalo de temperatura de 650°C para Aci°C sea bajo. Sin embargo, puesto que una fuerza impulsora de recristalización es una acumulación de deformación por laminación, en el caso donde un índice de calentamiento a 650°C es bajo, la dislocación introducida por laminación en frío se recupera, y por lo tanto la recristalización no ocurre. Como resultado, la textura que se desarrolla durante la laminación en frío permanece intacta, y por lo tanto, la deformabilidad local se deteriora. En particular, en un caso donde un índice de calentamiento dentro de un intervalo de temperatura de temperatura ambiente (por ejemplo, 25°C) a 650°C es bajo, una densidad de dislocación, la cual se incluye en la microestructura al inicio de la recristalización disminuye. Como resultado, esto toma un largo tiempo para la recristalización, y por lo tanto, es necesario que el índice de calentamiento sea bajo dentro del intervalo de temperatura de 650°C para Aci°C (es necesario para que un tiempo de retención del acero sea largo en una región de temperatura en la cual ocurre la recristalización) . En consecuencia, el calentamiento en dos etapas, que satisface las Expresiones 19 y 20, se realiza durante el recocido. Esto es, un índice HRl de calentamiento promedio (°C/s) en un intervalo de temperatura (etapa anterior) de temperatura ambiente (por ejemplo, 25°C) a 650°C es de 0.3°C/s o más, y un índice HR2 de calentamiento promedio (°C/s) en un intervalo de temperatura (última etapa)' mayor de 650°C para ACi°C es 0.5 x HRl (°C/s) o menos. Aquí, el límite superior del índice HRl de calentamiento promedio en la etapa anterior y el límite inferior del índice HR2 de calentamiento promedio en la última etapa no se limitan en particular, y por ejemplo, HRl puede ser 200°C/s o menos, y HR2 puede ser 0.l5°C/s o más. Además, el calentamiento en dos etapas puede llevarse a cabo por equipo de recocido continuo, equipo de galvanizado por inmersión en caliente continuo, y equipo de galvanorrecocido continuo.
Sin embargo, la textura, que se desarrolla en la placa original laminada en caliente, se lleva a cabo sobre incluso después de la laminación en frío y recocido. Por lo tanto, en el caso donde la textura de la placa original laminada en caliente no se controla de modo adecuado, incluso cuando las condiciones de calentamiento durante el recocido se controlan para las condiciones descritas en lo anterior, la deformabilidad local de una placa de acero se deteriora. En consecuencia, como precondiciones antes de la laminación en frío y recocido, cuando se controla la laminación en caliente por las condiciones descritas en lo anterior para elaborar la textura de una placa aleatoria original laminada en caliente, y entonces las condiciones de para elaborar la textura de una placa aleatoria original laminada en ; caliente, y entonces las condiciones de calentamiento durante el recocido se controlan para que las condiciones descritas en lo anterior, excelente ductilidad y excelente capacidad de expansión de agujeros puedan mejorarse lo suficiente.
Además, el acero que se calienta se retiene dentro de un intervalo de temperatura de Aci°C a 900 °C que se obtiene por el calentamiento en dos etapas durante 1 segundo a 300 segundos. A una temperatura menor que Aci°C o para un tiempo más corto que 1 segundo, la transformación inversa de una fase de baja temperatura tal como ferrita a austenita no progresa lo suficiente, y por lo tanto, una segunda fase no puede obtenerse en un proceso de enfriamiento subsecuente, y no puede obtenerse la resistencia suficiente. Además, en este caso, la fase de baja temperatura tal como ferrita y la textura después de la laminación en frío permanecen intactas, y por lo tanto, se deteriora la deformabilidad local. Por otro lado, a una temperatura mayor de 900°C o durante un tiempo más largo que 300 segundos, un grano se vuelve grueso por la retención, y el valor r o alargamiento por tensión disminuye .
Aquí, Aci, el índice HR1 de calentamiento promedio en la etapa anterior, y el índice HR2 de calentamiento promedio en la etapa final pueden obtenerse por la siguiente Expresión 18, Expresión 19, y Expresión 20, respectivamente.
Aci = 723 - 10.7 x [Mn] - 16.9 x [Ni] + 29.1 X [Si] + 16.9 x [Cr] + 290 x [As] + 6.38 x [W] ... (Expresión 18) HR1 > 0.3... (Expresión 19) HR2 < 0.5 x HR1... (Expresión 20) Entonces, el acero se enfría a un intervalo de temperatura de 580°C a 780°C en un índice de enfriamiento promedio de l°C/s a 20°C/s (un tercer enfriamiento, enfriamiento en la primera etapa) . Cuando el índice de enfriamiento promedio es menor que l°C/s o la temperatura de terminación de enfriamiento es de 780°C o mayor, no se obtiene una fracción de ferrita necesaria, y disminuye el alargamiento por tensión. Por otro lado, cuando el índice de enfriamiento promedio es de 20°C/s o más, o la temperatura de terminación del enfriamiento es menor que 580°C, la perlita se genera, y por lo tanto, la capacidad de expansión de agujeros disminuye.
Entonces, el acero se enfría a un intervalo de temperatura de 350°C a 500°C en un índice de enfriamiento promedio de 5°C/s a 200°C/s (un cuarto enfriamiento, enfriamiento en la segunda etapa) . Como un método, después del enfriamiento, el acero se retiene intacto dentro de un intervalo de temperatura de 350°C a 500°C durante un tiempo de t0A segundos a 1,000 segundos. Además, como otro método, después del enfriamiento descrito en lo anterior, el acero se enfría además como lo es a 350°C o menor (un quinto enfriamiento) , y entonces el acero se recalienta hasta un intervalo de temperatura de 350°C a 500°C y el acero se retiene dentro de un intervalo de temperatura de 350°C a 500°C durante un tiempo de t0A segundos a 1,000 segundos. Cuando el acero se retiene durante un tiempo más corto que t0A segundos o a un intervalo de temperatura que es menor de 350°C o mayor de 500°C, la transformación bainítica no progresa lo suficiente, y por lo tanto, no puede obtenerse una buena capacidad de expansión de agujeros. Entre estas condiciones, cuando el acero se retiene durante un tiempo más corto que t0A segundos o a un intervalo de temperatura menor de 350°C, una gran cantidad de martensita se genera, y por lo tanto, no sólo la capacidad de expansión de agujeros si no también el alargamiento por tensión se deteriora. Además, cuando el acero se retiene a un intervalo de temperatura mayor de 500°C, una gran cantidad de perlita se genera, y por lo tanto, la capacidad de expansión de agujeros se deteriora aún más. Además, cuando el índice de enfriamiento promedio en el cuarto enfriamiento se establece a 5°C/s o más, la generación de perlita puede suprimirse aún más. Además, no es necesario limitar en particular el límite superior del índice de enfriamiento promedio en el cuarto enfriamiento, sino que el límite superior puede ser de 200°C/s para incrementar la precisión de control de temperatura.
Aquí, t0A puede obtenerse por la siguiente Expresión 21.
Expresión Matemática 2 ? _ ? ?0.0002(?a. -425)' +1.18 lOA ~ i v ... (Expresión 21) Aquí, TOA representa una temperatura de retención en un intervalo de temperatura de 350°C a 500°C.
Además, con respecto a la placa de acero laminada en frío que se obtiene, puede realizarse la laminación por endurecimiento según sea necesario. De acuerdo con la laminación por endurecimiento, puede evitarse que ocurra una deformación por estiramiento durante el maquinado, y puede corregirse una forma de una placa de acero.
Además, con respecto a la placa de acero laminada en frío que se produce como se describe en lo anterior, un tratamiento de galvanizado por inmersión en caliente o un tratamiento por galvanorrecocido puede realizarse según sea necesario para formar una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida en una superficie de la placa de acero laminada en frío. En este caso, antes de formar una capa de revestimiento, una atmósfera en un horno puede controlarse de tal manera que un logaritmo (log (PH2O/ H2) ) de una relación de una presión H2o parcial de vapor de agua a una presión pH parcial de hidrógeno satisface -3.0 a 0.0, y puede realizarse un recocido (por ejemplo, calentamiento bajo las condiciones predeterminadas descritas en lo anterior o retención dentro de un intervalo predeterminado de temperatura) . De acuerdo con el recocido, la generación de una porción no revestida, que tiene una tendencia para ocurrir en una placa de acero, que está incluyendo el contenido de Si, puede suprimirse, o puede promoverse la formación de aleación. En consecuencia, la calidad de un revestimiento puede elevarse aún más.
Además, diversos tipos de tratamiento de superficie como se describen en lo anterior pueden aplicarse a la placa de acero laminada en frío que puede obtenerse .
Para referencia, las FIGURAS 9 y 10 muestran un diagrama de flujo que ilustra el esquema de un método de producción de la placa de acero laminada en frío relacionada con la modalidad.
Ejemplos Un contenido técnico de la presente invención se describirá con referencia a los ejemplos de la presente invención.
Se describirán los resultados del examen realizado utilizando los Aceros Nos. A a Y y los Aceros Nos. a a g que tienen una composición química mostrada en las Tablas 1 a 3 (el resto incluye Fe e impurezas inevitables) .
El acero se fundió y se vació. Entonces, el acero se calentó a un intervalo de temperatura de 900°C a 1,300°C como fue, o el acero se calentó a un intervalo de temperatura de 900°C a 1,300°C después de recalentar el acero que se enfrió una vez a temperatura ambiente. Después, la laminación en caliente se realizó mientras se controla una temperatura de una placa de acero bajo condiciones de producción mostradas en las Tablas 4 y 7. Después que la laminación en caliente terminó a una temperatura mayor que Ar3, se enfrió el acero. Entonces, el acero se devanó para obtener una placa original laminada en caliente que tuvo un espesor de 2 mm a 5 mm. Después, el acero (placa original laminada en caliente) se sometió a decapado, y se laminó en frío hasta un espesor de 1.2 mm a 2.3 mm. Entonces, a fin de recocer, el acero se calentó y se mantuvo. Después, la placa de acero que se obtuvo se enfrió con dos etapas, y se mantuvo. Entonces, con respecto a la placa de acero, se realizó la laminación por endurecimiento en frío a 0.5% de un índice de reducción por laminación para obtener una placa de acero laminada en frío. Aquí, la placa de acero laminada en frío se produjo de tal manera que las condiciones de producción después de que las condiciones de producción satisficieron la laminación en caliente se muestran en las Tablas 8 a 11. Además, con respecto a la Producción No. Al, además de una placa de acero laminada en frío no revestida (placa original laminada en frío) , también se produjo una placa de acero galvanizada por inmersión en caliente y una placa de acero galvanórrecocida al formar una capa galvanizada por inmersión en caliente y una capa galvanórrecocida en una superficie de la placa de acero. Además, en la Producción No. 02, no se realizó la reducción por laminación que tuvo un índice de reducción por laminación de 30% o más en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C, y por lo tanto, fue imposible calcular ti. Por lo tanto, en la Producción No. 02, una relación de reducción por laminación de una pasada final en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C se utilizó como Pl .
Los componentes químicos de cada acero se muestran en las Tablas 1 a 3, y cada condición de producción se muestra en las Tablas 4 a 7, y Tablas 8 a 11. Además, una microestructura y propiedades mecánicas de una placa de acero que se obtuvo se muestran en las Tablas 12 a 15. Además, en las Tablas 12 a 15, F, B, ? retenida M, P, y t-M representan relaciones de área de ferrita, baini a, austenita retenida, martensita, perlita, y martensita revenida, respectivamente.
Además, con respecto a los resultados que se obtuvieron, una relación entre la resistencia TS y la capacidad de expansión ? de agujeros se muestra en la FIGURA 6, y una relación entre la resistencia TS y el alargamiento por tensión EL se muestra en la FIGURA 7.
Además, la resistencia TS a la tracción, alargamiento por tensión (alargamiento por tensión total) EL, valores r en las direcciones respectivas (rL, rC, r30, y r60: de acuerdo con JIS Z 2254 (2008) (ISO10113 (2006))) se determinaron por una prueba de tracción de acuerdo con JIS Z 2241. Además, la capacidad de expansión ? de agujeros se determinó por una prueba de expansión de agujeros de acuerdo con el Estándar JFS T1001 de la Federación de Hierro y Acero de Japón. Además, otras condiciones en la medición de valores r fueron las mismas como las condiciones de la modalidad.
Además, con respecto a la porción central del espesor de placa, dentro de una región de 5/8 a 3/8 de una sección transversal del espesor de una placa, que es paralela con una dirección de laminación en una posición de ¾ en una dirección de anchura de placa, se midió una densidad polar en un paso de 0.5 µp? utilizando el EBSD descrito en lo anterior.
Como se muestra en las FIGURAS 6 y 7, es capaz de entenderse que una placa de acero, en la cual la composición química y una microestructura (en particular, densidades polares de orientaciones de cristal respectivas) de la placa de acero se controlaron de modo adecuado, ambas tienen excelente capacidad de expansión de agujeros y ductilidad. Además, en una placa de acero galvanizada por inmersión en caliente y una placa de acero galvanorreccida que se obtuvieron en la Producción No. Al, la microestructura y propiedades mecánicas de la placa de acero revestida respectiva fueron las mismas cuando la microestructura y propiedades mecánicas de las placas originales laminadas en frío (Tablas 12 a 15) correspondieron a los Nos. de Producción.
Tabla 1 Tabla 2 Tabla 3 Tabla 15 ) Anteriormente, se han descrito los ejemplos preferidos de la presente invención, pero la presente invención no se limita a los ejemplos. La adición, omisión, sustitución, y otras modificaciones de configuración pueden hacerse dentro de un intervalo que no se aparte de la esencia de la presente invención. La presente invención no se limita por la descripción descrita en lo anterior, y se limita sólo por las reivindicaciones anexas.
Aplicación Industrial Con respecto a la placa TRIP, se proporcionan una placa de acero laminada en frío de alta resistencia que es excelente en ductilidad y capacidad de expansión de agujeros, y un método de producción de la misma.

Claims (19)

REIVINDICACIONES
1. Una placa de acero laminada en frío caracterizada porque comprende una composición química de una placa de acero que incluye en % en masa: C: 0.02% a 0.4%, Si: 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, 0: limitado a 0.01% o menos, y el resto consiste de Fe e impurezas inevitables, en donde una suma del contenido de Si y el contenido de Al es de 1.0% a 4.5% en la composición química de la placa de acero, una densidad polar promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>, la cual es una densidad polar expresada por una media aritmética de densidades polares de orientaciones de cristal respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>, es de 1.0 a 6.5, y una densidad polar de una orientación de cristal {332}<113>, es de 1.0 a 5.0 en una porción central del espesor de placa dentro de un intervalo de 5/8 a 3/8 de un espesor de placa, una microestructura de la placa de acero que incluye una pluralidad de granos, la microestructura de la placa de acero incluye, por una relación de área, 5% a 80% de ferrita, 5% a 80% de bainita, y 2% a 30% de austenita retenida, en la microestructura, la martensita se limita a 20% o menos, la perlita se limita a 10% o menos, y la martensita revenida se limita a 60% o menos, y rC que es un valor de Lankford en una dirección ortogonal para una dirección de laminación es de 0.70 a 1.10, y r30 que es un valor de Lankford en una dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección de laminación es de 0.70 a 1.10.
2. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque la composición química de la placa de acero incluye además, en % en masa, uno o más seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.005% a 0.2%, B: 0.0001% a 0.005 %, Mg: 0.0001% a 0.01%, RE : 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01 %, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, W: 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Zr: 0.0001% a 0.2%, y AS: 0.0001% a 0.5%.
3. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque un diámetro promedio en volumen de los granos es de 2 µp? a 15 µp?.
4. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es de 1.0 a 5.0, y la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> es de 1.0 a 4.0.
5. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque entre la pluralidad de granos, una relación de área de granos que sobrepasa 35 µp? se limita a 10% o menos.
6. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque entre la pluralidad de granos, una proporción de granos, en la cual un valor se obtiene al dividir una longitud de un grano en la dirección de laminación por una longitud de un grano en una dirección de espesor de placa es de 3.0 o menos, es de 50% a 100%.
7. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque una dureza de Vickers de la bainita es de 180 HV o más, y una concentración promedio de C en la austenita retenida es de 0.9% o más.
8. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque el rL que es el valor de Lankford en la dirección de laminación es de 0.70 a 1.10, y r60 que es un valor de Lankford en una dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección de laminación es de 0.70 a 1.10.
9. La placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida se proporciona en una superficie de la placa de acero.
10. Un método de producción de una placa de acero laminada en frío, el método de producción caracterizado porque comprende: un primer proceso de laminación en caliente para llevar a cabo una laminación en caliente con respecto a un acero, a fin de establecer un tamaño promedio de grano de austenita del acero a 200 µp? o menos, en donde el primer proceso de laminación en caliente incluye al menos una pasada de reducción por laminación con una relación de reducción por laminación de 40% o más en un intervalo de temperatura de 1,000°C a 1,20000, y la composición química del acero que incluye, en % en masa, C: 0.02% a 0.4%, Si : 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al : 0.001% a 2.0%, P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, O: limitado a 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, y en donde una suma del contenido de Si y el contenido de Al es de 1.0% a 4.5%; un segundo proceso de laminación en caliente para llevar a cabo una laminación en caliente con respecto al acero, en donde el proceso de laminación en caliente incluye un pasaje de reducción por laminación grande con una relación de reducción por laminación de 30% o más en un intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C cuando una temperatura calculada por la Siguiente Expresión 1 se establece a T1°C, una relación de reducción por laminación acumulativa en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es de 50% o más, una relación de reducción por laminación acumulativa en un intervalo de temperatura donde es mayor que o igual a Ar3°C calculada por la siguiente Expresión 4 y menor que TI + 30°C se limita a 30% o menos, y una temperatura de terminación de laminación es Ar3°C calculada por la siguiente Expresión 4 o mayor; un primer proceso de enfriamiento para llevar a cabo un enfriamiento con respecto al acero, tal que un tiempo de espera t segundo, el cual se establece como un tiempo de finalización de una pasada final entre las pasadas de reducción por laminación grande a un inicio del enfriamiento, satisface la siguiente Expresión 2; un proceso de devanado para llevar a cabo un devanado con respecto al acero en un intervalo de temperatura de 650°C o menor; un proceso de decapado para llevar a cabo un decapado con respecto al acero; un proceso de laminación en frío para llevar a cabo una laminación en frío con respecto al acero en una relación de reducción por laminación de 30% a 90%; un proceso de calentamiento en dos etapas para llevar a cabo un calentamiento en dos etapas con respecto al acero, en el cual un índice HRl de calentamiento promedio en un intervalo de temperatura desde temperatura ambiente hasta 650°C es de 0.3°C/s o más, y un índice HR2 de calentamiento promedio en un intervalo de temperatura a Aci°C, cuando Aci se calcula por la siguiente Expresión 5, es de 0.5 x HRl o menos, en la unidad de °C/s; un proceso de retención para llevar a cabo una retención con respecto al acero dentro de un intervalo de temperatura de Aci°C a 900 °C durante 1 segundo a 300 segundos ; un proceso de enfriamiento para llevar a cabo un enfriamiento con respecto al acero hasta un intervalo de temperatura de 580°C a 780°C en un índice de enfriamiento promedio de l°C/s a 20°C/s; un proceso de enfriamiento para llevar a cabo un enfriamiento con respecto al acero para una temperatura T0A/ que está dentro de un intervalo de temperatura de 350°C a 500 °C, en un índice de enfriamiento promedio de 5°C/s a 200°C/s; y un proceso de retención para llevar a <zaho una retención con respecto al acero a fin de obtener una placa de acero, en donde el acero se mantiene dentro del intervalo de temperatura de 350°C a 500°C durante un tiempo de t0A segundos o más, que se calcula por la siguiente Expresión 6, a 1000 segundos o menos, o un enfriamiento y proceso de retención para llevar a cabo un enfriamiento y retención con respecto al acero a fin de obtener una placa de acero, en donde el acero además se enfría a una temperatura de 350°C o menor, entonces el acero se recaíienta al intervalo de temperatura de 350°C a 500°C, y el acero se mantiene dentro del intervalo de temperatura de 350°C a 500°C durante el tiempo de t0A segundos o más, que se calcula por la siguiente Expresión 6, a 1000 segundos o menos . TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] ) ... (Expresión 1) aquí, [C] , [N] , y [Mn] representan porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, y el contenido de Mn en el acero, respectivamente, t<2.5 x ti... (Expresión 2) aquí, ti se expresa por la siguiente Expresión 3, ti = 0.001 X ( (Tf - TI) x Pl/100) 2 - 0.109 x ( (Tf - TI) x Pl/100) + 3.1... (Expresión 3) aquí, Tf representa una temperatura en grados Centígrados del acero al momento de finalizar la pasada final, y Pl representa un porcentaje de la relación, de reducción por laminación durante la pasada final, Ar3 = 879.4 - 516.1 x [c] - 65.7 x [Mn] + 38.0 x [Si] + 274.7 x [P]... (Expresión 4) ACi = 723 - 10.7 x [Mn] - 16.9 x [Ni] + 29.1 x [Si] + 16.9 x [Cr] + 290 x [As] + 6.38 x [ ] ... (Expresión 5) Expresión Matemática 1 (Expresión 6)
11. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10, caracterizado porque la composición química del acero incluye además, en % en masa, uno o más seleccionado de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.005% a 0.02%, B: 0.0001% a 0.005%, Mg: 0.0001% a 0.01%, REM: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, : 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Co: 0.0001% a 1.0%, Zr: 0.0001% a 0.2%, y As: 0.0001% a 0.5%, en donde una temperatura calculada por la siguiente Expresión 7 en lugar de la temperatura calculada por la Expresión 1 se establece como T1°C. TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] + 350 X [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x [Mo] + 100 x [V] ... (Expresión 7) aquí, [C] , [N] , [Mn] , [Nb] , [Ti], [B] , [Cr] , [ o] , y [V] representan porcentajes en masa de C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V, respectivamente.
12. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque el tiempo en espera t segundo satisface la siguiente Expresión 8 utilizando ti. 0 < t < ti... (Expresión 8)
13. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque el tiempo en espera t segundo satisface la siguiente Expresión 9 utilizando ti. ti < t < 2.5 x ti... (Expresión 9)
14. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque una variación de temperatura de enfriamiento que es una diferencia entre una temperatura del acero al momento del inicio del enfriamiento y una temperatura del acero al momento del término del enfriamiento es de 40°C a 140°C, en el primer enfriamiento, y la temperatura del acero al momento del término del enfriamiento es de TI + 100°C o menor.
15. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque la primera laminación en caliente incluye una pasada que tiene un índice de reducción por laminación de 40% o más en al menos dos o más veces, a fin de controlar un tamaño promedio de grano de austenita del acero para ser de 100 µp? o menos.
16. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, ¦ 1 caracterizado porque el segundo enfriamiento se inicia a los 10 segundos después de que el acero se pasa a través de un tren de laminación final y después de terminar el primer enfriamiento.
17. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque un aumento de temperatura del acero entre las pasadas respectivas en el intervalo de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C se establece a 18°C o menos en la segunda laminación en caliente.
18. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque el primer enfriamiento se realiza entre los trenes de laminación.
19. El método de producción de una placa de acero laminada en frío de conformidad con la reivindicación 10 ó 11, caracterizado porque la capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida se forma en una superficie de la placa de acero. RESÜMEN DE LA INVENCIÓN Esta placa de acero laminada en frío contiene, en por ciento en masa, 0.02%-0.4% de C, 0.001% a 2.5% de Si, 0.001%-4.0% de Mn, y 0.001%-2.0% de Al, y tiene un contenido total de Si y Al de 1.0%-4.5% en masa. La densidad polar promedio para un grupo de orientaciones {100}<011>-{223}<110> es de 1.0-6.5 y la densidad polar para la orientación de cristal {332}<113> es de 1.0-5.0. La microestructura por relación de área, contiene 5%-80% de ferrita, 5%-80% de bainita, y 2%-30% de austenita residual. La microestructura se limita a no más de 20% de martensita, no más de 10% de perlita, y no más de 60% de martensita revenida.
MX2013011063A 2011-03-28 2012-03-28 Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma. MX338997B (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011070725 2011-03-28
PCT/JP2012/058199 WO2012133563A1 (ja) 2011-03-28 2012-03-28 冷延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
MX2013011063A true MX2013011063A (es) 2013-10-17
MX338997B MX338997B (es) 2016-05-09

Family

ID=46931248

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
MX2013011062A MX338912B (es) 2011-03-28 2012-03-28 Placa de acero laminada en caliente y metodo de produccion para la misma.
MX2013011063A MX338997B (es) 2011-03-28 2012-03-28 Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
MX2013011062A MX338912B (es) 2011-03-28 2012-03-28 Placa de acero laminada en caliente y metodo de produccion para la misma.

Country Status (12)

Country Link
US (2) US9546413B2 (es)
EP (2) EP2692895B1 (es)
JP (2) JP5408383B2 (es)
KR (2) KR101536845B1 (es)
CN (2) CN103476960B (es)
BR (2) BR112013025015B1 (es)
CA (2) CA2829753C (es)
ES (2) ES2655939T3 (es)
MX (2) MX338912B (es)
PL (2) PL2692895T3 (es)
TW (2) TWI447236B (es)
WO (2) WO2012133540A1 (es)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10876181B2 (en) 2015-02-24 2020-12-29 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing same

Families Citing this family (115)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2655939T3 (es) 2011-03-28 2018-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en caliente y método de producción de la misma
ES2654055T3 (es) * 2011-04-21 2018-02-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una capacidad de alargamiento altamente uniforme y una expansibilidad de agujeros excelente y procedimiento para fabricar la misma
KR101634776B1 (ko) * 2011-05-25 2016-06-30 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
CN103014554B (zh) * 2011-09-26 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
US9540720B2 (en) 2011-09-30 2017-01-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and small material anisotropy with ultimate tensile strength of 980 MPa or more
JP5578288B2 (ja) 2012-01-31 2014-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 発電機リム用熱延鋼板およびその製造方法
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
JP5821864B2 (ja) * 2013-01-31 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
ES2625754T3 (es) 2013-03-11 2017-07-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Fleje de acero de fase compleja galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2907514C (en) * 2013-03-29 2017-09-12 Jfe Steel Corporation Steel structure for hydrogen gas, method for producing hydrogen storage tank, and method for producing hydrogen line pipe
JP5633594B2 (ja) * 2013-04-02 2014-12-03 Ｊｆｅスチール株式会社 打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
ES2726654T3 (es) 2013-04-15 2019-10-08 Nippon Steel Corp Lámina de acero laminada en caliente
JP5852690B2 (ja) * 2013-04-26 2016-02-03 株式会社神戸製鋼所 ホットスタンプ用合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US20150176109A1 (en) * 2013-12-20 2015-06-25 Crs Holdings, Inc. High Strength Steel Alloy and Strip and Sheet Product Made Therefrom
US20150176108A1 (en) * 2013-12-24 2015-06-25 Nucor Corporation High strength high ductility high copper low alloy thin cast strip product and method for making the same
JP6241274B2 (ja) * 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP6217455B2 (ja) * 2014-02-28 2017-10-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
WO2015151427A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
US10435762B2 (en) 2014-03-31 2019-10-08 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
JP6354271B2 (ja) * 2014-04-08 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 低温靭性と均一伸びと穴拡げ性に優れた引張強度７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20170218475A1 (en) * 2014-08-07 2017-08-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN104233092B (zh) * 2014-09-15 2016-12-07 首钢总公司 一种热轧trip钢及其制备方法
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104404367B (zh) * 2014-12-10 2016-08-31 东北大学 一种高强度高塑性冷轧低碳钢及其制备方法
EP3187613B1 (en) * 2014-12-12 2019-09-04 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same
WO2016130548A1 (en) 2015-02-10 2016-08-18 Arcanum Alloy Design, Inc. Methods and systems for slurry coating
KR101981876B1 (ko) * 2015-02-20 2019-05-23 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
BR112017013229A2 (pt) * 2015-02-20 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a quente
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
BR112018001133A2 (pt) 2015-07-31 2018-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço com estrutura compósita do tipo de transformação induzida por tensão e método para fabricação da mesma
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
DE102015112889A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
MX395599B (es) * 2015-09-28 2025-03-25 Crs Holdings Llc Aleación de acero de alta resistencia, alta tenacidad al impacto y excelente vida de fatiga para aplicaciones de eje de motor de lodo.
WO2017109540A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
WO2017109538A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
CN105543702A (zh) * 2015-12-28 2016-05-04 合肥中澜新材料科技有限公司 一种高强度合金汽车车门
WO2017131053A1 (ja) * 2016-01-29 2017-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
AU2017226534B2 (en) * 2016-03-02 2019-09-19 Nippon Steel Corporation Railway wheel
CN105779864B (zh) * 2016-04-28 2017-11-21 武汉钢铁有限公司 弥散强化微合金高强钢及其生产方法
DE102016108836B4 (de) 2016-05-12 2018-05-24 Benteler Automobiltechnik Gmbh Kraftfahrzeugbauteil sowie Verfahren zu dessen Herstellung
WO2017201418A1 (en) * 2016-05-20 2017-11-23 Arcanum Alloys, Inc. Methods and systems for coating a steel substrate
KR101795277B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-08 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강
KR101795278B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-08 현대자동차주식회사 초고강도 스프링강
CN106011623A (zh) * 2016-06-28 2016-10-12 安徽富乐泰水泵系统有限公司 一种耐低温强度高的泵轴材料
CN105950994A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 吴用镜 一种钻进钻杆用铜镍合金钢
CN106191692A (zh) * 2016-07-11 2016-12-07 吴用镜 一种钻进钻杆用合金钢材料
EP3495529B1 (en) 2016-08-05 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
WO2018026014A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
BR112018073110A2 (pt) * 2016-08-08 2019-03-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço
BR112019001901A2 (pt) * 2016-08-16 2019-05-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation peça conformada por prensagem a quente
EP3508601B1 (en) * 2016-08-31 2020-03-18 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and production method thereof
JP6315044B2 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN109312433B (zh) 2016-09-21 2021-12-31 日本制铁株式会社 钢板
CA3042120C (en) 2016-11-02 2022-08-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Medium-manganese steel product for low-temperature use and method for the production thereof
SE1651545A1 (en) * 2016-11-25 2018-03-06 High strength cold rolled steel sheet for automotive use
US11293073B2 (en) * 2017-03-10 2022-04-05 Tata Steel Limited Hot rolled steel product with ultra-high strength minimum 1100MPA and good elongation 21%
JP6384703B1 (ja) * 2017-03-13 2018-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板とその製造方法
CN110402298B (zh) * 2017-03-13 2021-10-15 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板和其制造方法
US20210095363A1 (en) * 2017-03-31 2021-04-01 Nippon Steel Corporation Hot rolled steel sheet, steel forged part and production method therefor
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
CN107130174A (zh) * 2017-06-07 2017-09-05 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥780MPa的合金化热镀锌钢及生产方法
CN107326276B (zh) * 2017-06-19 2019-06-07 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
CN110832098B (zh) * 2017-07-07 2021-11-23 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
CN107475627B (zh) * 2017-08-23 2018-12-21 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的600MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107557692B (zh) * 2017-08-23 2019-01-25 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107488814B (zh) * 2017-08-23 2018-12-28 武汉钢铁有限公司 基于CSP流程的800MPa级热轧TRIP钢及制造方法
KR101950596B1 (ko) * 2017-08-24 2019-02-20 현대제철 주식회사 초고강도 강 및 그 제조방법
WO2019092482A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN111133121B (zh) 2017-11-24 2021-07-20 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
KR102011250B1 (ko) * 2017-12-14 2019-08-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강재
KR102031453B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
JP6901417B2 (ja) 2018-02-21 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2019186989A1 (ja) 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102116757B1 (ko) * 2018-08-30 2020-05-29 주식회사 포스코 배기계용 냉연강판 및 그 제조방법
EP3868909A1 (en) * 2018-10-17 2021-08-25 JFE Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing same
MX2021004413A (es) * 2018-10-18 2021-07-06 Jfe Steel Corp Lamina de acero y metodo para la produccion de la misma.
CN109321927B (zh) * 2018-11-21 2020-10-27 天津市华油钢管有限公司 防腐马氏体螺旋埋弧焊管及其制备工艺
KR102164078B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102178728B1 (ko) * 2018-12-18 2020-11-13 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102153197B1 (ko) * 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
JP7185555B2 (ja) 2019-02-18 2022-12-07 株式会社神戸製鋼所 鋼板
CN109881093B (zh) * 2019-03-01 2020-11-13 北京科技大学 一种热气胀成型用空冷强化钢及其制备方法
CN113383097B (zh) 2019-03-26 2022-11-22 日本制铁株式会社 钢板、钢板的制造方法及镀层钢板
MX2021010461A (es) 2019-03-29 2021-09-21 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo de produccion de la misma.
WO2020245626A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021065346A1 (ja) * 2019-10-01 2021-04-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN110777297B (zh) * 2019-10-12 2022-07-05 河钢股份有限公司 一种高扩孔性高拉延性高强度钢板及其制造方法
WO2021116741A1 (en) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102776903B1 (ko) 2020-01-27 2025-03-10 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
CN115003835B (zh) 2020-01-27 2024-04-12 日本制铁株式会社 热轧钢板
US12473621B2 (en) 2020-02-20 2025-11-18 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2021205943A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 鋼板
UA129442C2 (uk) * 2020-07-20 2025-04-23 Арселорміттал Термооброблений холоднокатаний сталевий лист і спосіб його виготовлення
EP4180546A4 (en) 2020-08-27 2023-12-06 Nippon Steel Corporation HOT ROLLED STEEL SHEET
CN112195406B (zh) * 2020-09-29 2021-11-19 南京钢铁股份有限公司 低成本高性能Q370qE-HPS桥梁钢及生产方法
WO2022070840A1 (ja) * 2020-09-30 2022-04-07 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
CN112501516A (zh) * 2020-11-30 2021-03-16 日照钢铁控股集团有限公司 一种1080MPa级高强度高塑性热轧钢生产方法
EP4259838A1 (en) * 2020-12-08 2023-10-18 ArcelorMittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102469876B1 (ko) * 2020-12-18 2022-11-23 주식회사 포스코 밀착성이 우수한 고강도 법랑용 냉연강판 및 이의 제조방법
WO2022145069A1 (ja) * 2020-12-28 2022-07-07 日本製鉄株式会社 鋼材
SE2150379A1 (en) * 2021-03-29 2022-07-19 Blykalla Reaktorer Stockholm Ab An overlay welding material
JP7549277B2 (ja) * 2021-05-13 2024-09-11 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
KR102905605B1 (ko) * 2021-06-11 2025-12-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
DE102022102418A1 (de) 2022-02-02 2023-08-03 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes schmelztauchbeschichtetes Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität und Verfahren zu dessen Herstellung
CN115055918B (zh) * 2022-06-17 2023-09-19 首钢智新迁安电磁材料有限公司 一种无取向硅钢的连轧方法
JP7364119B1 (ja) * 2022-12-01 2023-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに溶融亜鉛めっき鋼板及び部材の製造方法
CN116716546B (zh) * 2023-05-30 2026-01-13 鞍钢股份有限公司 汽车用多用途高强钢及其制备方法
WO2025034059A1 (ko) * 2023-08-09 2025-02-13 주식회사 포스코 강판 및 이의 제조방법
KR20250102256A (ko) * 2023-12-27 2025-07-07 현대제철 주식회사 고성능 봉강 및 고성능 봉강의 제조방법

Family Cites Families (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP2000119804A (ja) 1998-10-16 2000-04-25 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP2000144314A (ja) 1998-11-02 2000-05-26 Nippon Steel Corp 角筒絞り性に優れる熱延鋼板およびその製造方法
JP3539548B2 (ja) * 1999-09-20 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
KR100441414B1 (ko) * 2000-04-21 2004-07-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법
JP3990553B2 (ja) 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
JP3814134B2 (ja) 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
WO2002024968A1 (en) * 2000-09-21 2002-03-28 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
AUPR047900A0 (en) 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP3927384B2 (ja) 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP2003113440A (ja) * 2001-10-04 2003-04-18 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れる絞り可能な高強度薄鋼板およびその製造方法
CN100347325C (zh) 2001-10-04 2007-11-07 新日本制铁株式会社 可拉延并具有优异定型性能的高强度薄钢板及其生产方法
JP4028719B2 (ja) 2001-11-26 2007-12-26 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れる絞り可能なバーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP3821036B2 (ja) 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP3901039B2 (ja) 2002-06-28 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4160839B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた異方性の小さな高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4160840B2 (ja) * 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4235030B2 (ja) 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4692015B2 (ja) 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4464748B2 (ja) 2004-07-06 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
CN101238233B (zh) 2005-08-03 2012-11-28 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
JP5058508B2 (ja) 2005-11-01 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
JP4714574B2 (ja) 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP2007291514A (ja) 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5214905B2 (ja) * 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5053157B2 (ja) * 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5088021B2 (ja) 2007-07-05 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 高剛性高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2009097545A (ja) 2007-10-13 2009-05-07 Toyota Motor Corp 車両用電子制御カップリング
JP5157375B2 (ja) 2007-11-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5217395B2 (ja) 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) * 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2009125874A1 (ja) 2008-04-10 2009-10-15 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法
JP5068689B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
KR20100010169A (ko) 2008-07-22 2010-02-01 박은정 다층인쇄회로기판 및 그 제조방법
JP5245647B2 (ja) 2008-08-27 2013-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5370016B2 (ja) 2008-09-11 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
ES2756584T3 (es) 2010-05-27 2020-04-27 For All Designated States Chapa de acero y un método para su fabricación
MX342629B (es) 2010-07-28 2016-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero enrollada en caliente, lamina de acero enrollada en frio, lamina de acero galvanizada y metodos para fabricar los mismos.
ES2655939T3 (es) 2011-03-28 2018-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en caliente y método de producción de la misma

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10876181B2 (en) 2015-02-24 2020-12-29 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and method of manufacturing same

Also Published As

Publication number Publication date
CN103459647B (zh) 2015-09-02
JP5408383B2 (ja) 2014-02-05
TWI447236B (zh) 2014-08-01
JPWO2012133563A1 (ja) 2014-07-28
EP2692893B1 (en) 2017-12-20
US20140000765A1 (en) 2014-01-02
US9670569B2 (en) 2017-06-06
US9546413B2 (en) 2017-01-17
KR101549317B1 (ko) 2015-09-01
EP2692895A4 (en) 2014-12-03
ES2665982T3 (es) 2018-04-30
JPWO2012133540A1 (ja) 2014-07-28
BR112013024984A2 (pt) 2016-12-20
KR101536845B1 (ko) 2015-07-14
BR112013025015A2 (pt) 2017-03-01
CA2831404C (en) 2016-03-08
MX338997B (es) 2016-05-09
CA2829753A1 (en) 2012-10-04
EP2692893A4 (en) 2014-12-10
WO2012133563A1 (ja) 2012-10-04
EP2692895A1 (en) 2014-02-05
CA2831404A1 (en) 2012-10-04
EP2692895B1 (en) 2018-02-28
CA2829753C (en) 2016-03-08
TW201247890A (en) 2012-12-01
TWI452145B (zh) 2014-09-11
US20140014236A1 (en) 2014-01-16
KR20130123460A (ko) 2013-11-12
CN103476960A (zh) 2013-12-25
KR20130125821A (ko) 2013-11-19
MX2013011062A (es) 2013-10-17
EP2692893A1 (en) 2014-02-05
PL2692893T3 (pl) 2018-05-30
BR112013025015B1 (pt) 2018-11-06
PL2692895T3 (pl) 2018-07-31
MX338912B (es) 2016-05-05
CN103459647A (zh) 2013-12-18
ES2655939T3 (es) 2018-02-22
WO2012133540A1 (ja) 2012-10-04
CN103476960B (zh) 2016-04-27
JP5408382B2 (ja) 2014-02-05
BR112013024984B1 (pt) 2018-12-11
TW201245465A (en) 2012-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101632778B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
MX2013011063A (es) Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.
JP5163835B2 (ja) 熱延鋼板、冷延鋼板、亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
EP2415894B1 (en) Steel sheet excellent in workability and method for producing the same
EP2682492B1 (en) Hot rolled steel sheet and method for producing same
KR100543956B1 (ko) 형상 동결성이 우수한 강판 및 그 제조방법
JP5240421B1 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2020162560A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20200101980A (ko) 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
WO2023013372A1 (ja) 高強度鋼板
KR20250164343A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2022061461A (ja) 高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにこれらの製造方法
JP7779298B2 (ja) 高強度鋼板、鋼帯、高強度鋼板の製造方法、鋼帯の製造方法および部材

Legal Events

Date Code Title Description
FG Grant or registration