BR112013026079B1

BR112013026079B1 - chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, e método de produção da mesma

Info

Publication number: BR112013026079B1
Application number: BR112013026079-3A
Authority: BR
Inventors: Yoshihiro Suwa; Kazuaki Nakano; Kunio Hayashi; Riki Okamoto; Nobuhiro Fujita; Kohichi Sano
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation
Priority date: 2011-04-13
Filing date: 2012-04-12
Publication date: 2019-01-29
Also published as: KR20130133032A; PL2698442T3; US20140030546A1; MX2013011750A; JPWO2012141263A1; KR20130126739A; CN103459646A; WO2012141263A1; ES2684144T3; EP2698442A1; KR101536847B1; US9347122B2; JPWO2012141265A1; MX2013011863A; JP5408387B2; EP2698440A4; ES2683899T3; CA2832159C; CN103459645B; RU2013150346A

Abstract

resumo patente de invenção: "chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, e método de produção da mesma". a presente invenção refere-se a esta chapa de aço laminada a frio de alta resistência que contém, % em massa, c: 0,02% a 0,20%; si: 0,001% a 2,5%; mn: 0,01% a 4,0%; p: 0,001% a 0,15%; s: 0,0005% a 0,03%; al: 0,001% a 2,0%; n: 0,0005% a 0,01%; e o: 0,0005% a 0,01%; no qual si + al é limitado a menos do que 1,0%, e um restante sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, no qual uma razão de área de bainita em uma estrutura de metal é 95% ou mais, a uma porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> é 4,0 ou menos, e uma densidade de polo da orientação de cristal {332}<113> é 5,0 ou menos, e um diâmetro de volume médio de grãos de cristal na estrutura de metal é 7 ?m ou menos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "CHAPA DE AÇO LAMINADA A FRIO DE ALTA RESISTÊNCIA TENDO EXCELENTE DEFORMABILIDADE LOCAL, E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA".

Campo Técnico A presente invenção refere-se a uma chapa de aço laminada a frio que é excelente em deformabilidade local, para curvatura, possibilidade de dobra por estiramento, operabilidade de chanfragem, e similares, e é, principalmente, utilizada para partes de automóvel, e similares.

Este pedido é baseado em, e reivindica o benefício de prioridade do Pedido de Patente Japonês anterior No. 2011-089250, depositado em 13 de abril de 2011, os conteúdos do qual são aqui incorporados por referência. Técnica Antecedente De modo a suprimir emissões de dióxido de carbono de veículos, uma redução no peso de um corpo do veículo tem sido promovida pelo uso de chapas de aço de alta resistência. Em adição, de modo a também assegurar a segurança dos passageiros, uma chapa de aço de alta resistência é frequentemente usada para o corpo do veículo em adição a uma chapa de aço macia.

De modo à adicionalmente promover a redução no peso de corpos de veículo de automóvel de agora em diante, um nível de resistência de uso da chapa de aço de alta resistência tem que ser aumentado mais do que convencionalmente, e de modo a usar a chapa de aço de alta resistência para uma parte de corpo inferior, por exemplo, deformabilidade local para chanfragem tem que ser aperfeiçoada.

Contudo, quando uma chapa de aço é aumentada na resistência em geral, a formabilidade diminui, e, conforme mostrado no Documento de Não Patente 1, alongamento uniforme importante para estiramento e abau-lamento diminui. Em contraste a isto, conforme mostrado no Documento de Não Patente 2, é revelado um método de assegurar alongamento uniforme mesmo com a mesma resistência por produção de uma estrutura de metal de uma chapa de aço complexa.

Entretanto, é também revelado um método de controle da estru- tura de metal de uma chapa de aço que aperfeiçoa a ductilidade local tipificada por encurvamento, expansão de furo, e chanfragem. O Documento de Não Patente 3 revela que inclusões de controle, que produzem uma estrutura uniforme, e diminuem adicionalmente a diferença de dureza entre as estruturas, são efetivas para curvatura e expansão de furo.

Isto é para aperfeiçoar a expansão do furo por produção de uma estrutura uniforme por controle da estrutura, mas, de modo a produzir a estrutura uniforme, conforme mostrado no Documento de Não Patente 4, um tratamento de calor de uma fase única de austenita torna-se uma base de produção. Adicionalmente, de modo a alcançar resistência e ductilidade, o Documento de Não Patente 4 também revela uma técnica em que controle da estrutura de metal é realizado pelo controle do resfriamento após laminação a quente, os precipitados são controlados, e uma estrutura de transformação é controlada, obtendo-se, desse modo, frações apropriadas de ferrita e bainita.

Entretanto, o Documento de Patente 1 revela um método em que uma temperatura de laminação a quente de acabamento, uma razão de redução, e uma faixa de temperatura de laminação de acabamento, são controladas, recristalização de austenita é promovida, desenvolvimento de uma textura laminada é suprimida, e orientações de cristal são randomizadas, aperfeiçoando, desse modo, a resistência, ductilidade, e expansão do furo. Documento da Técnica Anterior Documento de Patente Documento de Patente 1: Publicação de Patente Publicada Japonesa No. 2009-263718 Documento de Não Patente Documento de Não Patente 1: Kishida, Nippon Steel Technical Report(1999) No. 371, p. 13 Documento de Não Patente 2: O. Matsumura et al., Trans. ISIJ (1987) vol. 27, p. 570 Documento de Não Patente 3: Kato et al., Steelmaking Research (1984) vol. 312, p. 41 Documento de Não Patente 4: K. Sugimoto et al., ISIJ International (2000) Vol. 40, p. 920 Descrição da Invenção Problemas a Serem Solucionados pela Invenção Conforme descrito acima, a causa principal de deterioração da deformabilidade local são várias "não uniformidades" de diferença de dureza entre as estruturas, inclusões de não metal, uma textura laminada desenvolvida, e similares. A mais efetiva não uniformidade entre elas é a diferença de dureza entre as estruturas descrita no Documento de Não Patente 3 acima, e como outro fator de controle efetivo, a textura laminada desenvolvida descrita no Documento de Patente 1 pode ser citada. Estes elementos são misturados em uma maneira complexa, e a deformabilidade local de uma chapa de aço é determinada. Portanto, para maximização de uma margem aumentada da deformabilidade local por controle da textura, controle da estrutura é realizado em uma maneira combinada, e é necessário eliminar a não uniformidade claramente para a diferença de dureza entre estruturas o mais possível.

Desse modo, a presente invenção é para proporcionar uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local capaz de aperfeiçoar a ductilidade local da chapa de aço de alta resistência, e também capaz de aperfeiçoar a anisotropia na chapa de aço por produção de uma estrutura de metal em que uma razão de área de bainita é 95% ou mais, junto com controle de uma textura, e um método de produção da mesma.

Meios para Solucionar os Problemas De acordo com o conhecimento convencional, conforme descrito acima, os aperfeiçoamentos de expansão do furo, curvatura, e similares, foram realizados pelo controle da inclusão, produção de precipitados finos, homogeneização da estrutura, estruturas de giro em uma fase única, uma diminuição na diferença de dureza entre as estruturas, e similares. Contudo, estes não são suficientes, de modo que um efeito na anisotropia é provido em uma chapa de aço de alta resistência a qual Nb, Ti, e similares, são adi- cionados. Isto causa problemas que outros fatores de formação são sacrificados, a direção na qual uma peça bruta antes da formação é tomada é limitado, e similares, e uso é também limitado.

Desse modo, os presentes inventores, de modo a aperfeiçoar a expansão do furo e operabilidade de encurvamento, focalizaram a atenção recentemente no efeito de uma textura de uma chapa de aço, e examinaram e estudaram seu efeito funcional em detalhe. Como um resultado, eles revelaram que pelo controle das intensidades de respectivas orientações de um grupo de orientação de cristal específico, a deformabilidade local aperfeiçoa drasticamente sem o alongamento e resistência diminuírem grandemente. O ponto onde ênfase deve ser colocada é que eles também revelaram que uma margem aperfeiçoada da deformabilidade local pelo controle da textura ocorre grandemente em uma estrutura de aço, uma estrutura de metal em que uma razão de área de bainita é 95% ou mais é produzida, e, desse modo, a margem aperfeiçoada da deformabilidade local é maximizada na base que a resistência do aço é assegurada. Adicionalmente, eles verificaram que em uma estrutura em que intensidades de respectivas orientações de um grupo de orientação de cristal específico são controladas, o tamanho de uma unidade de grão afeta grandemente a ductilidade local.

Geralmente, em uma estrutura em que fases de geração de baixa temperatura (bainita, martensita, e similares) são misturadas, a definição de grãos de cristal é extremamente vaga, e quantificação dos mesmos é difícil. Em contraste a isto, os presentes inventores verificaram possível solucionar o problema da quantificação de grãos de cristal se uma "unidade de grão" de grãos de cristal é determinada na seguinte maneira. A "unidade de grão" de grãos de cristal determinada na presente invenção é determinada na seguinte maneira em uma análise de orientações de uma chapa de aço por um EBSP (Electron Back Scattering Pattern). Isto é, em uma análise de orientações de uma chapa de aço por um EBSP, por exemplo, orientações são medidas a ampliações de 1500 com uma etapa medida de 0,5 μηη ou menos, e uma posição na qual uma misorientação entre pontos medidos adjacentes excede 15° é ajustada a um limite entre grãos de cristal. Em seguida, uma região circundada com este limite é determinada para ser a "unidade de grão" de grãos de cristal.

Com relação aos grãos de cristal da unidade de grão determinada dessa maneira, um diâmetro de equivalente de círculo d é obtido, e o volume de grãos de cristal de cada unidade de grão é obtido por 4/3Kd3. Em seguida, uma média pesada do volume é calculada, e um diâmetro de volume médio (Diâmetro de volume médio), é obtido. A presente invenção é constituída baseada no conhecimento previamente descrito, e a essência desta é como segue.

[1] Uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local contém: em massa%, C: não menos do que 0,02% nem mais do que 0,20%;

Si: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,5%;

Mn: não menos do que 0,01% nem mais do que 4,0%; P: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,15%; S: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,03%;

Al: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%; N: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; e O: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; em que Si + Al é limitado a menos do que 1,0%, e um restante sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, em que uma razão de área de bainita em uma estrutura de metal é 95% ou mais, em uma porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> representado por respectivas orientações de cristal de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, e {223}<110> é 4,0 ou menos, e uma densidade de polo da orientação de cristal {332}<113> é 5,0 ou menos, e um diâmetro de volume médio de grãos de cristal na estrutura de metal é 7 μηη, ou menos.

[2] A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [1], em que Aos grãos de cristal da bainita, uma razão dos grãos de cristal em que uma razão de um comprimento dL em uma direção de laminação para um comprimento dt em uma direção da espessura de chapa: dL/dt é 3,0 ou menos é 50% ou mais.

[3] A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [1], contém adicionalmente: um tipo ou dois ou mais tipos de em massa%, Ti: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20%, Nb: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20%, V: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%, e W: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%.

[4] A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [1], contém adicionalmente: um tipo ou dois ou mais tipos de em massa%, B: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,0050%, Mo: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%, Cr: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Cu: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Ni: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Co: não menos do que 0,0001% nem mais do que 1,0%, Sn: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,2%, Zr: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,2%, e As: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,50%.

[5] A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [1], contém adicionalmente: um tipo ou dois ou mais tipos de em massa%, Mg: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,010%, REM: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,1%, e Ca: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,010%.

[6] A chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [1], em que na superfície, uma camada galvanizada de imersão a quente ou uma camada galvanizada de imersão a quente de liga, é provida.

[7] Um método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, inclui: em um tarugo de aço contendo: em massa%, C: não menos do que 0,02% nem mais do que 0,20%;

Si: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,5%;

Al: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%; N: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; e O: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; em que Si + Al é limitado a menos do que 1,0%, e um restante sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, realização de primeira laminação a quente em que laminação a uma razão de redução de 40% ou mais é realizada uma vez ou mais em uma faixa de temperatura de não mais baixa do que 1000°C, nem mais alta do que 1200°C; ajuste de um diâmetro de grão de austenita a 200 μηη ou menos pela primeira laminação a quente; realização de segunda laminação a quente em que laminação a uma razão de redução de 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez em uma região de temperatura de não mais baixa do que a temperatura T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, determinada pela Expressão (1) abaixo; ajuste de razão de redução total na segunda laminação a quente a 50% ou mais; realização de redução final a uma razão de redução de 30% ou mais na segunda laminação a quente e, em seguida, início de resfriamento primário de tal maneira que um tempo de espera t segundo satisfaz a Expressão (2) abaixo; ajuste de uma taxa de resfriamento médio no resfriamento primário a 50°C/segundo ou mais, e realização do resfriamento primário de tal maneira que uma mudança de temperatura está em uma faixa de não mais baixa do que 40°C, nem mais alta do que 140°C; realização de laminação a frio em uma razão de redução de não menos do que 30%, nem mais do que 70%; realização de retenção por 1 a 300 segundo/segundos em uma região de temperatura de Ae3 a 950°C; realização de resfriamento secundário em uma taxa de resfriamento médio de não menos do que 10°C/s, nem mais do que 200°C/s, em uma região de temperatura de Ae3 a 500°C; e realização de um tratamento de calor em excesso em que retenção é realizada por não inferior a t2 segundos que satisfaz a Expressão (4) abaixo, nem superior a 400 segundos em uma região de temperatura de não mais baixa do que 350°C nem mais alta do que 500°C. T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV··· (1) t ^2,5 xt1 ··· (2) Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo. t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1 /100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1 /100) + 3,1 ··· (3) Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do tarugo de aço obtido após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais, e P1 representa a razão de redução da redução final a 30% ou mais.

Iog(t2) = 0,0002(T2 - 425)2 + 1,18 ... (4) Aqui, T2 representa uma temperatura de tratamento em excesso, e o valor máximo de t2 é ajustado para 400.

[8] O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [7], em que a razão de redução total em uma faixa de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C é 30% ou menos.

[9] O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [7], em que o tempo de espera t segundo adicionalmente satisfaz a Expressão (2a) abaixo. t < t1 ··· (2a) [10] O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [7], em que o tempo de espera t segundo adicionalmente satisfaz a Expressão (2b) abaixo. t1 ^t^t1x2,5- (2b) [11] O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [7], em que o resfriamento primário é iniciado entre suportes de laminação.

[12] O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [7], em que quando aquecimento é realizada até a região de temperatura de Ae3 a 950°C após a laminação a frio, uma taxa de aquecimento médio de não mais baixa do que temperatura ambiente, nem mais alta do que 650°C, é ajustada a HR1 (°C/segundo) expressa pela Expressão (5) abaixo, e uma taxa de aquecimento médio de mais alta do que 650°C a Ae3 a 950°C é ajustada a HR2 (°C/segundo) expressa pela Expressão (6) abaixo. HR1 ^0,3 ... (5) HR2 ^0,5x HR1 ... (6) [13] O método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a [7], adicionalmente inclui: formação de uma camada galvanizada de imersão a quente ou uma camada galvanizada de imersão a quente de liga na superfície.

Efeito da Invenção De acordo com a presente invenção, é possível obter uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência, tendo excelente deformabilidade local para curvatura, flangeamento de estiramento, chanfragem, e similares por conter uma textura e uma estrutura de aço da chapa de aço.

Breve Descrição dos Desenhos FIG. 1 mostra o relacionamento entre um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> e uma espessura de chapa/um raio de encurvamento mínimo; FIG. 2 mostra o relacionamento entre uma densidade de polo da orientação de cristal {332}<113> e a espessura de chapa/o raio de encurvamento mínimo; FIG. 3 mostra o relacionamento entre o número de vezes de laminação a 40% ou mais em laminação bruta e um diâmetro de grão de austenita na laminação bruta; FIG. 4 mostra o relacionamento entre a razão de redução a T1 + 30 a T1 + 200°C e o valor médio das densidades de polo do grupo de orientação {100}<011 > a {223}< 110>; FIG. 5 mostra o relacionamento entre a razão de redução a T1 + 30 a T1 + 200°C e a densidade de polo da orientação de cristal {332}<113>; FIG. 6 é uma vista explanatória de uma linha de laminação a quente contínua; FIG. 7 mostra o relacionamento entre a resistência e expansão do furo dos aços da presente invenção e aços comparativos; e FIG. 8 mostra o relacionamento entre a resistência e curvatura dos aços da presente invenção e os aços comparativos.

Modo de Efetuara Invenção Em seguida, os conteúdos da presente invenção serão explanados em detalhe. (Orientação de cristal) Primeiro, será explanado um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> e uma densidade de polo da orientação de cristal {332}<113> a uma porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura de chapa de uma superfície de uma chapa de aço.

Em uma chapa de aço co-laminada da presente invenção, um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> e uma densidade de polo da grupo de orientação {332}<113> a uma porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 em espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, são valores característicos particularmente importantes.

Conforme mostrado na FIG. 1, quando a difração de raios-X é realizada na porção central de espessura de chapa sendo a faixa de 5/8 a 3/8 na espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço para obter densidades de polo de respectivas orientações, o valor médio das densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> é menos do que 4,0, e é possível satisfazer uma espessura de chapa/uma raio de encur-vamento 1,5 que é requerida para operar uma parte de estrutura a ser requerida recentemente. Adicionalmente, quando em uma estrutura de aço, 95% ou mais de uma fração de bainita é satisfeito, a espessura de chapa/o raio de encurvamento 2,5 é satisfeita. Quando expansão do furo é pequena, curvatura limitada é requerida, o valor médio das densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> é desejavelmente menos do que 3,0.

Quando este valor é 4,0 ou mais, a anisotropia das propriedades mecânicas da chapa de aço torna-se extremamente forte, e, adicionalmente, deformabilidade local somente em uma certa direção é aperfeiçoada, mas um material em uma direção diferente da mesma deteriora significantemen-te, resultando em que se torna impossível de satisfazer a espessura de chapa/o raio de encurvamento 1,5. Por outro lado, quando este valor torna-se menor do que 0,5, que é difícil de ser alcançado em um processo de laminação a quente contínuo geral atual, a deterioração da deformabilidade local é provida.

As orientações {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, e {223}<110> são incluídas neste grupo de orientação. A densidade de polo é sinônimo de uma razão de intensidade aleatória de raios-X. A densidade de polo (razão de intensidade aleatória de raios-X) é um valor numérico obtido pela medição de intensidades de raios-X de uma amostra padrão não tendo acúmulo em uma orientação específica, e uma amostra de teste sob as mesmas condições por difractometria de raios-X ou similares, e dividindo a intensidade de raios-X da amostra de teste pela intensidade de raios-X da amostra padrão. Esta densidade de polo pode ser medida por qualquer um de difração de raios-X, um método de EBSP (Electron Back Scattering Pattern), e um método de ECP (Electron Channeling Pattern).

Como para a densidade de polo do grupo de orientação {100}<011 > a {223}<110>, por exemplo, densidades de polo de respectivas orientações de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110> são obtidas de uma textura tridimensional (ODF) calculadas por um método de expansão em série usando uma pluralidade (preferivelmente três ou mais) de figuras de polo fora das figuras de polo de {110}, {100}, {211}, e {310} medidas pelo método, e estas densidades de polo são médias aritméticas, e, desse modo, a densidade de polo do grupo de orientação acima descrito é obtido. Incidentalmente, quando é impossível obter as intensidades de todas as orientações acima descritas, a média aritmética das densidades de polo das respectivas orientações de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, e {223}<110> pode também ser usada como um substituto.

Por exemplo, para as densidade de polo de cada uma das orientações de cristal acima descritas, cada uma das intensidades de (001 )[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10], e (223)[1-10] a uma seção transversal de φ2 = 45° na textura tridimensional pode ser usada como ela é.

Adicionalmente, devido a razão similar, a densidade de polo do grupo de orientação {332}<113> do plano da chapa na porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 na espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço tem que ser 5,0 ou menos, conforme mostrado na FIG. 2. Considerando-se que é 3,0 ou menos, desejavelmente, a espessura de chapa/o raio de encurvamento 1,5 que é requerida para operar uma parte de estrutura a ser requerida recentemente, é satisfeita. Adicionalmente, quando na estrutura de aço, 95% ou mais da fração de bainita é satisfeita, a espessura de chapa/o raio de encurvamento ^2,5 é satisfeita. Por outro lado, quando a densidade de polo do grupo de orientação {332}<113> é maior do que 5,0, a anisotropia das propriedades mecânicas da chapa de aço torna-se extremamente forte, e, adicionalmente, a deformabilidade local somente em uma certa direção é aperfeiçoada, mas o material em uma direção diferente se deteriora significantemente, resultando em que se torna impossível satisfazer seguramente a espessura de chapa/o raio de encurvamento ^1,5. Adicionalmente, quando a densidade de polo torna-se menor do que 0,5, que é difícil de ser alcançada em um processo de laminação a quente contínuo geral atual, a deterioração da deformabilidade local é provida. A razão porque as densidades de polo das orientações de cristal acima descritas são importantes para propriedade de congelamento da forma no momento da operação de encurvamento não é necessariamente óbvia, mas é inferencialmente relacionada ao comportamento irregular do cristal no momento da deformação de encurvamento.

Com relação a amostra ser submetida à difração de raios-X, mé- todo de EBSP, ou método de ECP, a chapa de aço é reduzida em espessura a uma espessura de chapa pré-determinada a partir da superfície por polimento mecânico, ou similares. Em seguida, a resistência é removida por polimento químico, polimento eletrolítico, ou similares, e a amostra é fabricada de tal maneira que na faixa de 5/8 a 3/8 em espessura de chapa, um plano apropriado torna-se um plano de medição. Por exemplo, em uma peça de aço em um tamanho de 30 mm φ cortada a partir da posição de 1/4 W ou 3/4 W da largura da chapa W, moagem com acabamento fino (aspereza média de linha de centro Ra: 0,4a a 1,6a) é realizada. Em seguida, por polimento químico ou polimento eletrolítico, a resistência é removida, e a amostra a ser submetida a difração de raios-X é fabricada. Com relação a direção de largura da chapa, a peça de aço é desejavelmente tomada a partir da chapa de aço, a posição de 1/4 ou 3/4 de uma porção terminal.

Naturalmente, a densidade de polo que satisfaz a faixa limitada de densidade de polo acima descrita não somente na porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 em espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, mas também em muitas posições de espessura possíveis, e, desse modo, o desempenho da ductilidade local (alongamento local) é adicionalmente aperfeiçoado. Contudo, a faixa de 5/8 a 3/8 a partir da superfície da chapa de aço é medida, para, desse modo, tornar possível representar a propriedade do material da chapa de aço total geralmente. Desse modo, 5/8 a 3/8 da espessura de chapa é prescrita como a faixa de medição.

Incidentalmente, a orientação de cristal representada por {h-kl}<uvw> significa que a direção normal do plano da chapa de aço é paralela a <hkl>, e a direção de laminação é paralela a <uvw>. Com relação a orientação de cristal, normalmente, a orientação vertical ao plano da chapa é representada por [hkl] ou {hkl}, e a orientação paralela à direção de laminação é representada por (uvw) ou <uvw>. {hkl} e <uvw> são termos genéricos para planos equivalentes, e [hkl] e (uvw) cada indica um plano de cristal individual. Isto é, na presente invenção, uma estrutura cúbica centrada de corpo é objetivada, e, desse modo, por exemplo, os planos (111), (-111), (1-11), (11- 1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), e (-1-1-1) são equivalentes para tornar impossível torna-los diferentes. Em tal caso, estas orientações são genericamente referidas como {111}. Em uma representação de ODF, [hkl](uvw) é também usado para representação de orientações de outras estruturas de cristal simétrico baixas, e, desse modo, é geral para representar cada orientação como [hkl](uvw), mas na presente invenção, [hkl](uvw) e {hkl}<uvw> são sinônimos entre si. A medição de orientação de cristal por um raio X é realizada de acordo com o método descrito em, por exemplo, Cullity, Elements of X-ray Diffraction, nova adição (publicado em 1986, traduzido por MATSUMURA, Gentaro, publicado por AGNE Inc.) nas páginas 274 a 296. (Diâmetro de volume médio de grãos de cristal) Os presentes inventores examinaram com empenho o controle da textura de uma chapa de aço laminada a quente. Como um resultado, foi verificado que sob a condição que uma textura é controlada conforme descrito acima, o efeito de grãos de cristal em uma unidade de grão na ductilidade local é extremamente grande, e os grãos de cristal são produzidos finos, desse modo, tornando possível obter aperfeiçoamento drástico da ductilidade local. Incidentalmente, conforme descrito acima, a "unidade de grão" dos grãos de cristal é determinada de tal maneira que a posição na qual uma misorientação excede 15° é ajustada como um limite de grãos de cristal em uma análise de orientações da chapa de aço pelo EBSP.

Conforme acima, a razão porque a ductilidade local aperfeiçoa não é óbvia. Contudo, é concebível porque quando a textura da chapa de aço é randomizada e os grãos de cristal são produzidos finos, a concentração de resistência local para ocorrer na ordem de mícron é suprimida, a homogeneização de deformação é aumentada, e a resistência é dispersa uniformemente na ordem de mícron.

Como não existem mais grãos de cristal grandes mesmo embora o número dos mesmos seja pequeno, a deterioração da ductilidade local torna-se maior. Portanto, o tamanho dos grãos de cristal não é um uma média de tamanho ordinário, e um diâmetro de volume médio definido como uma média pesada de volume está fortemente correlacionado com a ductilidade local. De modo a obter este efeito, o diâmetro de volume médio dos grãos de cristal necessita ser 7 μηη ou menos. Ele é desejavelmente 5 μηη ou menos, de modo a assegurar a expansão do furo em um nível mais alto. Incidental-mente, o método de medição dos grãos de cristal é ajustado conforme descrito anteriormente. (Propriedade equiaxial dos grãos de cristal) Como um resultado de procurar adicionalmente a ductilidade lo- cal, os presentes inventores também verificaram que quando a propriedade equiaxial dos grãos de cristal é excelente na condição que a textura acima descrita e o tamanho dos grãos de cristal são satisfeitas, a ductilidade local aperfeiçoa. Como um índice indicando esta propriedade equiaxial, com relação aos grãos de cristal expressos pela unidade de grão, uma razão dos grãos excelente em propriedade equiaxial em que dL/dt, sendo uma razão dos grãos de cristal, um comprimento dL em uma direção de laminação a frio a um comprimento dt em uma direção da espessura de chapa, é 3,0 ou menos, necessita ser pelo menos 50% ou mais, para todos os grãos de bainita. (Composição Química) Subsequentemente, serão descritas as condições limitantes dos componentes. Incidentalmente, a % de cada teor é massa%. C: não menos do que 0,02%, nem mais do que 0,20% O limite inferior de C é ajustado para 0,02% de modo a ter 95% ou mais de bainita na estrutura de aço. Adicionalmente, C é um elemento de aumento de resistência, para, desse modo, ser preferivelmente ajustado para 0,025% ou mais, de modo a assegurar a resistência. Por outro lado, quando o teor de C excede 0,20%, a soldabilidade é as vezes prejudicada, e a operabilidade as vezes deteriora extremamente devido a um aumento em uma estrutura rígida, e, desse modo, o limite superior é ajustado para 0,20%. Adicionalmente, quando o teor de C excede 0,10%, a formabilidade deteriora, de modo que o teor de C é preferivelmente ajustado para 0,10% ou menos.

Si: não menos do que 0,001%, nem mais do que 2,5% Si é um elemento efetivo para aumentar a resistência mecânica da chapa de aço, mas quando Si torna-se maior do que 2,5%, a operabilida-de deteriora, e um entalhe da superfície ocorre, de modo que este é ajustado ao limite superior. Adicionalmente, quando o teor de Si é grande, uma propriedade de tratamento de conversão química diminui, de modo que o Si é preferivelmente ajustado para 1,20% ou menos. Por outro lado, é difícil ajustar o Si a menos do que 0,001% em um aço prático, de modo que este é ajustado ao limite inferior.

Mn: não menos do que 0,01%, nem mais do que 4,0% Mn é também um elemento efetivo para aumentar a resistência mecânica da chapa de aço, mas quando o Mn torna-se maior do que 4,0%, a operabilidade deteriora, de modo que este é ajustado ao limite superior. Por outro lado, é difícil ajustar o Mn a menos do que 0,01% em um aço prático, de modo que este é ajustado ao limite inferior. Adicionalmente, quando elementos tal como Ti que suprime ocorrência de craqueamento a quente causado por S não são suficientemente adicionados, exceto Mn, a quantidade de Mn que satisfaz Mn/S 20 em massa% é desejavelmente adicionada. Adicionalmente, Mn é um elemento que, com um aumento no teor, expande uma temperatura de região de austenita a um lado de baixa temperatura, aperfeiçoa a dureza, e facilita a formação de uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo tendo excelente operabilidade de chanfragem. Este efeito não é facilmente exibido quando o teor de Mn é menos do que 1%, de modo que 1% ou mais, é desejavelmente adicionado. P: não menos do que 0,001%, nem mais do que 0,15% S: não menos do que 0,0005%, nem mais do que 0,03% Com relação aos limites superiores de P e S, P é ajustado a 0,15% ou menos, e S é ajustado a 0,03% ou menos, respectivamente. Isto é para impedir deterioração da operabilidade e craqueamento no momento da laminação a quente ou laminação a frio. Com relação aos limites inferiores de P e S, P é ajustado a 0,001%, e S é ajustado a 0,0005%, como valores aplicáveis no refino geral atual (incluindo refino secundário).

Al: não menos do que 0,001%, nem mais do que 2,0% Para desoxidação, 0,001% ou mais de Al é adicionado. Quando a desoxidação é necessária suficientemente, 0,01% ou mais é preferivelmente adicionado. Adicionalmente, Al é também um elemento significante-mente que aumenta um ponto de transformação ya a. Contudo, quando ele é muito maior, a soldabilidade deteriora, de modo que o limite superior é ajustado a 2,0%. Ele é preferivelmente ajustado a 1,0% ou menos. N: não menos do que 0,0005%, nem mais do que 0,01% O: não menos do que 0,0005%, nem mais do que 0,01% N e O são impurezas, e são ambos ajustados a 0,01% ou menos, de modo a impedir a operabilidade de deterioração. Os limites inferiores dos ambos elementos são ajustado a 0,0005% que é aplicável no refino geral atual (incluindo refino secundário). Contudo, eles são preferivelmente ajustados a 0.001% ou mais, de modo a suprimir um aumento extreme no custo da produção do aço.

Si + Al: menos do que 1,0% Quando Si e Al são contidos excessivamente, a precipitação de cementita durante um tratamento em excesso é suprimida e a fração de austenita retida torna-se muito grande, de modo que a quantidade adicionada total de Si e Al é ajustada a menos do que 1%.

Ti: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20% Nb: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20% V: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0% W: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0% Adicionalmente, quando a resistência é obtida pela resistência à precipitação, é preferido gerar carbonitreto fino. Para obtenção da resistência à precipitação, é efetivo adicionar Ti, Nb, V, e W, e um tipo ou dois ou mais tipos dos mesmos podem estar contidos.

De modo a obter este efeito pela adição de Ti, Nb, V, e W, é necessário adicionar 0,001% de Ti, 0,001% de Nb, 0,001% ou mais de V, e 0,001% ou mais de W. Quando a resistência à precipitação é particularmente necessária, é desejado adicionar 0,01% ou mais de Ti, 0,005% ou mais de Nb, 0,01% ou mais de V, e 0,01% ou mais de W. Contudo, mesmo quando eles são adicionados excessivamente, o aumento da resistência é saturada, e, adicionalmente, recristalização após laminação a quente é suprimida, para, desse modo, tonar difícil realizar controle de orientação de cristal após recozimento de laminação a frio, de modo que Ti necessita ser ajustado a 0,20% ou menos, Nb necessita ser ajustado a 0,20% ou menos, V necessita ser ajustado a 1,0% ou menos, e W necessita ser ajustado a 1,0% ou menos. B: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,0050% Mo: não menos do que 0,001%, nem mais do que 1,0% Cr: não menos do que 0,001%, nem mais do que 2,0% Cu: não menos do que 0,001%, nem mais do que 2,0% Ni: não menos do que 0,001%, nem mais do que 2,0% Co: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 1,0% Sn: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,2% Zr: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,2% As: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,50% Quando a resistência é assegurada pelo aumento da dureza da estrutura para realizar o segundo controle de fase, é efetivo adicionar um tipo ou dois ou mais tipos de B, Mo, Cr, Cu, Ni, Co, Sn, Zr, e As. De modo a obter este efeito, é necessário adicionar 0,0001% ou mais de B, 0,001% ou mais de cada de Mo, Cr, Cu, e Ni, e 0,0001% ou mais de cada de Co, Sn, Zr, e As. Contudo, quando eles são adicionados excessivamente, a operabilidade é deteriorada por contrários, de modo que o limite superior de B é ajustado a 0,0050%, o limite superior de Mo é ajustado a 1,00%, o limite superior de cada de Cr, Cu, e Ni é ajustado a 2,0%, o limite superior de Co é ajustado a 1,0%, o limite superior de cada de Sn e Zr é ajustado a 0,2%, e o limite superior de As é ajustado a 0,50%.

Mg: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,010% REM: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,1% Ca: não menos do que 0,0001%, nem mais do que 0,010% Mg, REM, e Ca são elementos importantes para serem adicio- nados para aperfeiçoamento da formabilidade local e produção de inclusões nocivas. De modo a obter este efeito, o limite inferior de cada um deles é ajustado a 0,0001%. Por outro lado, adições excessivas conduzem a deterioração de limpeza, de modo que 0,010% é ajustado como o limite superior de Mg, 0,1% é ajustado como o limite superior de REM, e 0,010% é ajustado como o limite superior de Ca. (Estrutura de metal) Em seguida, aqui será explanada uma estrutura de metal da chapa de aço laminada a frio da presente invenção. A estrutura de metal da chapa de aço laminada a frio da presente invenção tem uma razão de área de bainita de 95% ou mais, e é preferivelmente uma fase única de bainita. Isto é porque a estrutura de metal é composta de bainita, desse modo tornando possível alcançar a resistência e a expansão do furo. Adicionalmente, esta estrutura é gerada por transformação a uma temperatura relativamente alta, para, desse modo, não ter necessidade de ser resfriada a baixa temperatura quando sendo produzida, e é uma estrutura preferida também em termos de estabilidade e produtividade do material.

Como o restante, 5% ou menos de ferrita pró-eutectóide, pearli-ta, martensita, e austenita retida, é permitido. A ferrita pró-eutectóide não tem problema, considerando-se que ela é de resistência a precipitação suficientemente, visto que a ferrita pró-euctóide as vezes torna-se macia dependendo da composição química, e quando a razão de área torna-se maior do que 5%, a expansão do furo diminui levemente devido a diferença de dureza da bainita. Adicionalmente, quando uma razão de área de pearlita torna-se maior do que 5%, a resistência e a operabilidade, as vezes, deterioram. Quando as razões de área de martensita e austenita retida a serem transformadas induzidas por resistência em martensita tornam-se 1% ou mais, e maiores do que 5%, respectivamente, uma interface entre bainita e um endu-recedor de estrutura do que bainita torna-se um ponto de partida de craqueamento, e a expansão do furo deteriora.

Desse modo, considerando-se que a razão de área de bainita é ajustada a 95% ou mais, a razão de área de ferrita pró-euctóide, pearlita, martensita, e γ retida sendo o restante torna-se 5% ou menos, de modo que a resistência e a expansão do furo são bem suportadas. Contudo, é necessário ajustar a martensita a menos do que 1%, conforme descrito acima.

Aqui, a bainita na presente invenção é uma microestrutura definida como uma estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) posicionada a um estágio intermediário entre uma microestrutura contendo ferrita poligonal e pearlita a serem geradas por um mecanismo de difusão, e martensita a ser gerada por um mecanismo de cisalhamento não-difusivo, conforme é descrito em The Iron and Steel Institute of Japan, Society of basic research, Bainite Research Committee/Edition; Recent Research on Bainitic Microstructures and Transformation Behavior of Low Carbon Steels -Final Report of Bainite Research Committee (in 1994, The Iron and Steel Institute of Japan).

Isto é, a estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) é definida como uma microestrutura principal mente composta de Ferrita bainítica (oc°b), ferrita bainítica granular (aB), e Ferrita quase-poligonal (otq), e, adicionalmente, contendo uma pequena quantidade de austenita retida (γΓ) e Martensita-austenita (MA) conforme é descrito na literatura de referência acima descrita nas páginas 125 a 127 como uma estrutura de observação de microscópio ótico.

Incidentalmente, similarmente a ferrita poligonal (PF), uma estrutura interna de otq não aparece por gravura, mas uma forma de otq é acicular, e é definitivamente distinguida de PF. Aqui, na condição que de um grão de cristal objetivado, um comprimento periférico é ajustado a Iq e um diâmetro equivalente de círculo é ajustado a dq, um grão tendo uma razão (Iq/dq) deles satisfazendo Iq/dq ^3,5 é otq. A estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) da presente invenção é definida como uma microestrutura contendo um tipo ou dois ou mais tipos de ot°B, otB, otq, γΓ, e MA. Incidentalmente, o teor total de γΓ e MA sendo pequeno em quantidade é ajustado a 3% ou menos.

Aqui é as vezes um caso que esta estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) não é facilmente discernida pela observação por microscópio ótico na gravura usando um reagente nital. Em tal caso, ela é discernida pelo uso da EBSP-OIM™. O método de EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy, nome comercial) é constituído por um dispositivo e software em que uma amostra altamente inclinada em um microscópio de elétron de varredura SEM (Scanning Electron Microscope) é irradiada com feixes de elétrons, um padrão de Kikuchi formado por retro difusão é fotografada por uma câmera de alta sensibilidade, e a imagem é processada por um computador, e, desse modo, uma orientação de cristal em um ponto de irradiação é medida por um curto período de tempo.

No método de EBSP, é possível analisar quantitativamente uma microestrutura e uma orientação de cristal de uma superfície de amostra global, e, considerando-se que uma área a ser analisada está dentro de uma área capaz de ser observada pelo SEM, é possível analisar a área com uma resolução mínima de 20 nm, dependendo da resolução do SEM. A análise pelo método de EBSP-OIM é realizada por mapeamento de uma área a ser analisada a dez a milhares de pontos de grade igualmente espaçados por várias horas. É possível ver as distribuições de orientação de cristal e tamanhos de grãos de cristal dentro da amostra em um material policristalino. Na presente invenção, discernível de uma imagem mapeada com uma misorientação entre pacotes definidos como 15° pode também ser definida como a estrutura de transformação de resfriamento contínuo (Zw) por conveniência.

Adicionalmente, a fração estrutural de ferrita pró-euctóide foi obtida por um método de KAM (Kernel Average Misorientation) sendo equipado com o EBSP-OIM. O método de KAM é que um cálculo, em que misorienta-ções entre pixéis de seis pixéis adjacentes (primeiras aproximações) de um certo hexágono regular de dados de medição, ou 12 pixéis (segundas aproximações) posicionados fora dos seis pixéis, ou 18 pixéis (terceiras aproximações) posicionados adicionalmente fora dos 12 pixéis são classificados na média e um valor obtido é ajustado a um valor do pixel central, é realizado com relação a cada pixel.

Este cálculo é realizado de modo a não exceder um limite de grão, desse modo, tornando possível criar um mapa representando uma mudança de orientação dentro de um grão. Isto é, este mapa representa uma distribuição de resistência baseada em uma mudança de orientação local dentro de um grão. Nota-se que como a condição de análise na presente invenção, a condição da qual no EBSP-OIM, a misorientação entre pixéis adjacentes é calculada é ajustada à terceira aproximação e uma tendo esta misorientação sendo 5° ou menos, é revelada.

Na presente invenção, ferrita pró-euctóide é definida como uma microestrutura até uma fração planar de pixéis da qual terceira aproximação de misorientação é calculada para ser 1° ou menos, conforme descrito acima. Isto é porque ferrita pró-euctóide poligonal transformada a alta temperatura é gerada em uma transformação de difusão, e, desse modo, uma densidade de deslocação é pequena, e resistência dentro do grão é pequena, e, desse modo, uma diferença dentro do grão na orientação de cristal é pequena, e, de acordo com os resultados de vários exames que foram realizados pelos presentes inventores, uma fração de volume de ferrita poligonal obtida por observação de microscópio ótico, e uma fração de área de uma área obtida por 1° da terceira aproximação de misorientação medida pelo método de KAM substancialmente concordam entre si. (Método de produção) Em seguida, aqui será descrito um método de produção da chapa de aço laminada a frio da presente invenção. De modo a alcançar excelente deformabilidade local, é importante formar uma textura tendo densidades de polo pré-determinadas para produzir uma chapa de aço que satisfaz as condições de produzir grãos de cristal fino e propriedade equiaxial e homogeneização de grãos de cristal. Detalhes de condições de produção para satisfazê-las ao mesmo tempo serão descritos abaixo.

Um método de produção antes da laminação a quente não é limitado, em particular. Isto é, subsequente ao derretimento por uma fornalha de eixo, uma fornalha elétrica, ou similares, refino secundário pode ser variavelmente realizado, e, em seguida, fundição pode ser realizada por fundição contínua normal, ou fundição por um método de lingote, ou adicionalmente por um método, tal como fundição de prancha delgada. No caso de fundição contínua, é possível que uma prancha de fundição seja imediatamente resfriada à baixa temperatura e, em seguida, seja reaquecida, seja submetida a laminação a quente, ou seja também possível que uma prancha fundida seja submetida a laminação a quente continuamente. Uma sucata pode também ser usada como uma matéria prima.

Adicionalmente, na laminação a quente, é também possível que as barras de chapa sejam ligadas após laminação bruta para serem submetidas a laminação continuamente acabada. Nesta ocasião, é também possível que barras brutas sejam bobinadas em uma forma de bobina imediatamente, armazenadas em uma cobertura tendo uma função de isolamento de calor de acordo com uma necessidade, e desbobinadas novamente para, em seguida, serem unidas. (Primeira laminação a quente) Uma prancha extraída de uma fornalha de aquecimento é submetida a um processo de laminação bruta sendo primeira laminação a quente a ser laminada bruta, e, desse modo, uma barra bruta é obtida. Uma chapa de aço de alta resistência tendo excelente deformabilidade local da presente invenção é obtida quando os seguintes requisitos são satisfeitos. Primeiro, um diâmetro de grão de austenita na barra bruta após a laminação bruta, a saber, antes da laminação acabada é importante, e o diâmetro de grão de austenita antes da laminação acabada é desejavelmente pequeno, e torna-se claro que o diâmetro de grão de austenita de 200 μηη ou menos contribui grandemente para produção de grãos finos na unidade de grão e homogeneização de uma fase principal.

De modo a obter este diâmetro de grão de austenita de 200 μηη ou menos antes da laminação acabada, conforme mostrado na FIG. 3, na laminação bruta em uma região de temperatura de não mais baixa do que 1000°C, nem mais alta do que 1200°C, a laminação é realizada uma vez ou mais em uma razão de redução de pelo menos 40% ou mais. A medida que a razão de redução e o número de vezes de redução são maiores, grãos finos podem ser obtidos, e, de modo a obter eficientemente este efeito, o diâmetro de grão de austenita é desejavelmente ajus- tado a 100 μηη ou menos, e, de modo a alcançá-lo, laminação a 40% ou mais, é desejavelmente realizada duas vezes ou mais. Contudo, quando na laminação bruta, a razão de redução é maior do que 70%, e laminação é realizada mais do que 10 vezes, existindo um interesse que a temperatura diminua, ou uma escala seja gerada excessivamente.

Dessa maneira, a diminuição no diâmetro de grão de austenita antes da laminação acabada é efetiva para o aperfeiçoamento da deformabilidade local através do controle de promoção de recristalização de austenita na laminação acabada mais tarde, produzindo grãos finos, e produzindo grãos equiaxiais da unidade de grão em uma estrutura final. É suposto que isto é porque um limite de grão de austenita após a laminação bruta (a saber, antes da laminação acabada) funciona como um dos núcleos de recristalização durante a laminação acabada.

De modo a confirmar o diâmetro de grão de austenita após a laminação bruta, uma peça de chapa antes submetida à laminação acabada é desejavelmente temperada o máximo possível, e a peça de chapa é resfriada a uma taxa de resfriamento de 10°C/s ou mais, e a estrutura de uma seção transversal da peça de chapa que é gravada para produzir limites de grão de austenita aparece, e os limites de grão de austenita são medidos por um microscópio ótico. Nesta ocasião, a 50 ou mais ampliações, 20 campos visuais ou mais são medidos por análise de imagem ou um método de contagem de ponto. (Segunda laminação a quente) Após o processo de laminação bruta (primeira laminação a quente) ser completada, um processo de laminação acabada sendo segunda laminação a quente é iniciado. O tempo entre a completação do processo de laminação bruta e o início do processo de laminação acabada é desejavelmente ajustado para 150 segundos, ou mais curto.

No processo de laminação acabada (segunda laminação a quente), uma temperatura de início da laminação acabada é desejavelmente ajustada a 1000°C, ou mais alta. Quando a temperatura de início da laminação acabada é mais baixa do que 1000°C, em cada passagem de laminação a- cabada, a temperatura da laminação a ser aplicada à barra bruta a ser laminada é diminuída, a redução é realizada em uma região de temperatura de não-recristalização, a textura se desenvolve, e, desse modo, a isotropia deteriora.

Incidentalmente, o limite superior da temperatura de início da laminação acabada não é limitado em particular. Contudo, quando ele é 1150°C ou mais alta, uma bolha para ser um ponto de partida de um defeito de escala em forma de eixo escamoso é provável de ocorrer entre uma chapa de aço base de ferro e uma escala de superfície antes da laminação acabada e entre as passagens, e, desse modo, a temperatura de início da laminação acabada é desejavelmente mais baixa do que 1150°C.

Na laminação acabada, uma temperatura determinada pela composição química da chapa de aço é ajustada a T1, e em uma região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, a laminação a 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez. Adicionalmente, na laminação acabada, a razão de redução total é ajustada a 50% ou mais. Satisfazendo-se esta condição, na porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 em espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, o valor médio das densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> torna-se menos do que 4,0, e a densidade de polo do grupo de orientação {332}<113> torna-se 5,0 ou menos. Isto torna possível obter a deformabilidade local de um produto final.

Aqui, T1 é a temperatura calculada pela Expressão (1) abaixo. T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV··· (1) C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, e V cada representa o teor do elemento (massa%).

As FIG. 4 e FIG. 5 cada mostra o relacionamento entre uma razão de redução em cada região de temperatura e uma densidade de polo de cada orientação. Conforme mostrado na nas FIG. 4 e FIG. 5, redução pesada na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, e redução leve a T1 ou mais alta, e mais baixa do que T1 + 30°C, em seguida controlam o valor médio das densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110>, e a densidade de polo do grupo de orientação {332}<113> na porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 em espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, e, desse modo, a deformabilidade local do produto final é aperfeiçoada drasticamente, conforme mostrado nas Tabelas 2 e 3 dos Exemplos a serem descritos mais tarde.

Esta temperatura T1 é obtida empiricamente. Os presentes inventores aprenderam empiricamente por experimentos que a recristalização em uma região de austenita de cada aço é promovida na base da temperatura T1. De modo a obter melhor deformabilidade local, é importante acumular resistência pela redução pesada, e a razão de redução total de 50% ou mais, é essencial. Adicionalmente, é desejado tomar redução a 70% ou mais, e, por outro lado, se a razão de redução maior do que 90% é tomada, temperatura de segurança e carga excessiva de laminação são, como um resultado, adicionadas.

Quando a razão de redução total na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C é menos do que 50%, a resistência à laminação a ser acumulada durante a laminação a quente não é suficiente, e a recristalização de austenita não avança suficientemente. Portanto, a textura se desenvolve, e a isotropia deteriora. Quando a razão de redução total é 70% ou mais, a isotropia suficiente pode ser obtida mesmo embora variações imputáveis à flutuação de temperatura ou similares, sejam consideradas. Por outro lado, quando a razão de redução total excede 90%, torna-se difícil obter a região de temperatura de T1 + 200°C ou mais baixa devido a geração de calor por operação, e, adicionalmente, uma carga de laminação aumenta para causar um risco que a laminação torna-se difícil de ser realizada.

Na laminação acabada, de modo a promover a recristalização uniforme causada por liberação da resistência acumulada, a laminação a 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez em não menos do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C.

Incidentalmente, de modo a promover a recristalização uniforme, é necessário suprimir uma quantidade de operação em uma região de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C tão reduzida possível. De modo a alcança-la, a razão de redução a mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente 30% ou menos. Em termos de precisão de espessura de chapa e forma de chapa, a razão de redução de 10% ou menos é desejável. Quando a isotropia é adicionalmente obtida, a razão de redução na região de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente 0%. A laminação acabada é desejavelmente acabada a T1 + 30°C ou mais alta. Na laminação a quente a mais baixa do que T1 + 30°C, os grãos de austenita granulada que são recristalizados uma vez são alongados, desse modo, causando um risco que a isotropia deteriore.

Isto é, no método de produção da presente invenção, na laminação acabada, por recristalização de austenita uniformemente e finamente, a textura do produto é controlada e a deformabilidade local, tal como a expansão do furo, ou a curvatura, é aperfeiçoada.

Uma razão de laminação pode ser obtida por desempenhos reais ou cálculo a partir da carga da laminação, medição da espessura de chapa, ou/e similares. A temperatura pode ser realmente medida por um termômetro entre pausas, ou pode ser obtida por simulação de cálculo considerando a geração de calor por operação de uma velocidade de linha, a razão de redução, ou/e similares. Desse modo, é possível confirmar facilmente se ou não a laminação prescrita na presente invenção é realizada.

Quando a laminação a quente é acabada a Ar3 ou mais baixa, a laminação a quente torna-se laminação de região de duas fases de austenita e ferrita, e acúmulo ao grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> torna-se forte. Como um resultado, a deformabilidade local deteriora significante-mente.

De modo a produzir os grãos de cristal finos e suprimir grãos alongados, uma quantidade de geração de calor de operação máxima no tempo da redução a não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que Τ1 + 200°C, a saber, uma margem aumentada de temperatura pela redução é desejavelmente suprimida a 18°C ou menos. Para alcançar isto, resfriamento inter-suporte ou similares é desejavelmente aplicado. (Resfriamento primário) Após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação acabada, resfriamento primário é iniciado de tal maneira que um tempo de espera t segundo satisfaz a Expressão (2) abaixo. t ^2,5 xt1 ··· (2) Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo. t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1 /100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1 /100) + 3,1 ··· (3) Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura de um tarugo de aço obtido após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais, e P1 representa a razão de redução da redução final a 30% ou mais.

Incidentalmente, a "redução final em uma razão de redução de 30% ou mais" indica a laminação realizada finalmente entre as laminações cuja razão de redução torna-se 30% ou mais fora das laminações em uma pluralidade de passagens realizadas na laminação acabada. Por exemplo, quando entre as laminações em uma pluralidade de passagens realizadas na laminação acabada, a razão de redução da laminação realizada no estágio final é 30% ou mais, a laminação realizada no estágio final é a "redução final em uma razão de redução de 30% ou mais". Adicionalmente, quando entre as laminações em uma pluralidade de passagens realizadas na laminação acabada, a razão de redução da laminação realizada antes do estágio final é 30% ou mais, e após a laminação realizada antes do estágio final (laminação em uma razão de redução de 30% ou mais) é realizada, a laminação cuja razão de redução torna-se 30% ou mais não é realizada, a laminação realizada antes do estágio final (laminação em uma razão de redução de 30% ou mais) é a "redução final em uma razão de redução de 30% ou mais".

Na laminação acabada, o tempo de espera t segundo até que resfriamento primário seja iniciado após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais é realizada afeta grandemente o diâmetro de grão de austenita. Isto é, ele afeta grandemente uma fração de grão equiaxial e uma razão de área de grão grosseiro da chapa de aço.

Quando o tempo de espera t excede t1 x 2,5, a recristalização já é quase completada, mas os grãos de cristal crescem significantemente e o engrossamento do grão avança, e, desse modo, um valor r e o alongamento são diminuídos. O tempo de espera t segundo adicionalmente satisfaz a Expressão (2a) abaixo, desse modo, tornando possível suprimir preferencial mente o crescimento dos grãos de cristal. Consequentemente, mesmo embora a recristalização não avance suficientemente, é possível aperfeiçoar suficientemente o alongamento da chapa de aço, e aperfeiçoar a propriedade de fadiga simultaneamente. t < t1 ··· (2a) Ao mesmo tempo, o tempo de espera t segundo adicionalmente satisfaz a Expressão (2b) abaixo, e, desse modo, a recristalização avança suficientemente, e as orientações de cristal são randomizadas. Portanto, é possível aperfeiçoar suficientemente o alongamento da chapa de aço, e aperfeiçoar grandemente a isotropia simultaneamente. t1 ^t^t1x2,5- (2b) Aqui, conforme mostrado na FIG. 6, em uma linha de laminação a quente contínua 1, o tarugo de aço (prancha) aquecido a uma temperatura pré-determinada na fornalha de aquecimento é laminado em um moinho de desbaste 2 e em um moinho de acabamento 3 sequencialmente para ser uma chapa de aço laminada a quente 4 tendo uma espessura pré-determinada, e a chapa de aço laminada a quente 4 é efetuada em uma mesa de execução 5. No método de produção da presente invenção, no processo de laminação bruta(primeira laminação a quente) realizado no moinho de desbaste 2, a laminação em uma razão de redução de 40% ou mais é realizada no tarugo de aço (prancha) uma vez ou mais na faixa de temperatura de não mais baixa do que 1000°C, nem mais alta do que 1200°C. A barra bruta laminada a uma espessura pré-determinada no moinho de desbaste 2, dessa maneira é, em seguida, laminada por acabamento (é submetida à segunda laminação a quente) através de uma pluralidade de suportes de laminação 6 do moinho de acabamento 3 para serem a chapa de aço laminada a quente 4. Em seguida, no moinho de acabamento 3, a laminação a 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez na região de temperatura de não mais baixa do que a temperatura T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C. Adicionalmente, no moinho de acabamento 3, a razão de redução total torna-se 50% ou mais.

Adicionalmente, no processo de laminação acabada, após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais ser realizada, o resfriamento primário é iniciado de tal maneira que o tempo de espera t segundo satisfaz a Expressão (2) acima ou qualquer Expressão (2a) ou (2b) acima. O início deste resfriamento primário é realizado por bocais de resfriamento inter-suporte 10 dispostos entre os respectivos dois dos suportes de laminação 6 do moinho de acabamento 3, ou bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de execução 5.

Por exemplo, quando a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais é realizada somente no suporte de laminação 6 disposto no estágio frontal do moinho de acabamento 3 (no lado esquerdo na FIG. 6, no lado à montante da laminação), e a laminação cuja razão de redução torna-se 30% ou mais não é realizada no suporte de laminação 6 disposto no estágio posterior do moinho de acabamento 3 (no lado direito na FIG. 6, no lado a jusante da laminação), se o início do resfriamento primário é realizado pelos bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de execução 5, um caso que o tempo de espera t segundo não satisfaz a Expressão (2) acima ou Expressões (2a) e (2b) acima é, as vezes, causado. Em tal caso, o resfriamento primário é iniciado pelos bocais de resfriamento inter-suporte 10 dispostos entre os respectivos dois dos suportes de laminação 6 do moinho de acabamento 3.

Adicionalmente, por exemplo, quando uma redução final em uma razão de redução de 30% ou mais é realizada no suporte de laminação 6 disposto no estágio posterior do moinho de acabamento 3 (no lado direito na FIG. 6, no lado à jusante da laminação), mesmo embora o início do resfriamento primário seja realizado pelos bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de execução 5, existe, as vezes, um caso que o tempo de espera t segundo pode satisfazer a Expressão (2) acima, ou Expressões (2a) e (2b) acima. Em tal caso, o resfriamento primário pode também ser iniciado pelos bocais de resfriamento 11 dispostos na mesa de execução 5. Não obstante dizer, considerando-se que o desempenho da redução final em uma razão de redução de 30% ou mais é completada, o resfriamento primário pode também ser iniciado pelos bocais de resfriamento inter-suporte 10 dispostos entre os respectivos dois dos suportes de laminação 6 do moinho de acabamento 3.

Em seguida, neste resfriamento primário, o resfriamento que em uma taxa de resfriamento médio de 50°C/segundo ou mais, uma mudança de temperatura (queda de temperatura) torna-se não menos do que 40°C, nem mais do que 140°C, é realizada.

Quando a mudança de temperatura é menos do que 40°C, os grãos de austenita recristalizados crescem, e a dureza de baixa temperatura deteriora. A mudança de temperatura é ajustada a 40°C ou mais, desse modo, tornando possível suprimir o engrossamento dos grãos de austenita. Quando a mudança de temperatura é menos do que 40°C, o efeito não pode ser obtido. Por outro lado, quando a mudança de temperatura excede 140°C, a recristalização torna-se insuficiente para tornar difícil obter uma textura aleatória objetivada. Adicionalmente, uma fase de ferrita efetiva para o alongamento é também não obtida facilmente, e a dureza de uma fase de ferrita torna-se alta, e, desse modo, o alongamento e a deformabilidade local também deterioram. Adicionalmente, quando a mudança de temperatura é maior do que 140°C, uma superação a/além de uma temperatura de ponto de transformação de Ar3 é provável de ser causada. No caso, mesmo pela transformação de austenita recristalizada, como um resultado de alinhamento de seleção variante, a textura é formada, e a isotropia diminui consequentemente.

Quando a taxa de resfriamento médio no resfriamento primário é menos do que 50°C/segundo, conforme esperado, os grãos de austenita recristalizados crescem e a dureza de baixa temperatura deteriora. O limite superior da taxa de resfriamento médio não é determinado em particular, mas em termos da forma da chapa de aço, 200°C/segundo ou menos é considerada ser correta.

Adicionalmente, de modo a suprimir o crescimento de grão, e obter dureza de baixa temperatura mais excelente, um dispositivo de resfriamento entre passagens ou similares é desejavelmente usado para trazer a geração de calor por operação entre os respectivos suportes da laminação acabada a 18°C ou mais baixa. A razão de laminação (razão de redução) pode ser obtida por desempenho real ou cálculo a partir da carga de laminação, medição da espessura de chapa, ou/e similares. A temperatura do tarugo de aço durante a laminação pode ser medida, na verdade, por um termômetro sendo disposto entre os suportes, ou pode ser obtida por simulação por consideração da geração de calor por operação de uma velocidade de linha, a razão de redução, ou/e similares, ou pode ser obtida por ambos os métodos.

Adicionalmente, conforme foi explanado anteriormente, de modo a promover a recristalização uniforme, a quantidade de operação na região de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente a menor possível, e a razão de redução na região de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente 30% ou menos. Por exemplo, no caso que no moinho de acabamento 3 na linha de laminação a quente contínua 1 mostrada na FIG. 6, na passagem através de um ou dois ou mais dos suportes de laminação 6 dispostos no lado de estágio frontal (no lado esquerdo na FIG. 6, no lado à montante da laminação), a chapa de aço está na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, e na passagem através de um ou dois ou mais dos suportes de laminação 6 dispostos no lado de estágio posterior subsequente (no lado direito na FIG. 6, no lado à jusante da laminação), a chapa de aço está na região de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C, quando a chapa de aço passa através de um ou dois ou mais dos suportes de laminação 6 dis- postos no lado de estágio posterior subsequente (no lado direito na FIG. 6, no lado à jusante da laminação), mesmo embora a redução não seja realizada, ou é realizada, a razão de redução em mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente 30% ou menos no total. Em termos da precisão da espessura de chapa e da forma da chapa, a razão de redução na mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente uma razão de redução de 10% ou menos no total. Quando a isotropia é adicionalmente obtida, a razão de redução na região de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C é desejavelmente 0%.

No método de produção da presente invenção, uma velocidade de laminação não é limitada em particular. Contudo, quando a velocidade de laminação no lado de suporte final da laminação acabada é menos do que 400 mpm, grãos γ crescem, sendo engrossados, as regiões em que ferrita pode precipitar para obtenção da ductilidade são diminuídas, e, desse modo, a ductilidade é provável de deteriorar. Mesmo embora o limite superior da velocidade de laminação não seja limitado em particular, o efeito da presente invenção pode ser obtido, mas é, na verdade, que a velocidade de laminação é 1800 mpm ou menos devido a restrição da facilidade. Portanto, no processo de laminação acabada, a velocidade de laminação é desejavelmente não menos do que 400 mpm, nem mais do que 1800 mpm.

Incidentalmente, após este resfriamento primário, bobinamento é realizado a uma temperatura apropriada, e uma chapa original laminada a quente pode ser obtida. Na presente invenção, a microestrutura da chapa de aço laminada a frio é principalmente formada por laminação a frio mais tarde, ou um tratamento de calor após laminação a frio. Desse modo, um padrão de esfriamento para o bobinamento não tem que ser estritamente controlado muito mais. (Laminação a frio) A chapa original laminada a quente produzida conforme descrito acima é decapada de acordo com uma necessidade para ser submetida à laminação a frio em uma razão de redução de não menos do que 30%, nem mais do que 70%. Quando a razão de redução é 30% ou menos, torna-se difícil causar recristalização no aquecimento e retenção posterior, resultando em que a fração de grão equiaxial diminui e, adicionalmente, os grãos de cristal após aquecimento tornam-se grosseiros. Quando laminação a acima de 70% é realizada, uma textura no tempo de aquecimento é desenvolvida, e, desse modo, a anisotropia torna-se forte. Portanto, a razão de redução é ajustado a 70% ou menos. (Aquecimento e retenção) A chapa de aço laminada a frio é, em seguida, aquecida a uma região de temperatura de Ae3 a 950°C, e é mantida por 1 a 300 segun-do/segundos na região de temperatura de Ae3 a 950°C de modo a produzir um aço de fase única de austenita ou substancialmente um aço de fase única de austenita. Por este aquecimento e retenção, o endurecimento de operação é removido. De modo a aquecer a chapa de aço após a laminação a frio até uma região de temperatura de Ae3 a 950°C dessa maneira, uma taxa de aquecimento médio de não mais baixa do que temperatura ambiente, nem mais alta do que 650°C, é ajustada a HR1 (°C/segundo) expressa pela Expressão (5) abaixo, e uma taxa de aquecimento médio de mais alta do que 650°C a Ae3 a 950°C é ajustada a HR2 (°C/segundo) expressa pela Expressão (6) abaixo. HR1 ^0,3 ... (5) HR2 ^0,5x HR1 ... (6) A laminação a quente é realizada sob a condição acima descrita, e, adicionalmente, o resfriamento primário é realizado, e, desse modo, produzindo os grãos de cristal finos, e a randomização das orientações de cristal é alcançada. Contudo, pela laminação a frio realizada em seguida, a textura forte se desenvolve, e a textura torna-se provável de permanecer na chapa de aço. Como um resultado, o valor r e o alongamento da chapa de aço diminuem, e a isotropia diminui. Desse modo, é desejado fazer a textura que se desenvolveu pela laminação a frio desaparecer o máximo possível por realização apropriadamente do aquecimento a ser realizado após a laminação a frio. De modo a alcançá-lo, é necessário dividir a taxa de aquecimento médio do aquecimento em dois estágios expressos pelas Expressões (5) e (6) acima. A razão detalhada porque a textura e propriedades da chapa de aço são aperfeiçoadas por este aquecimento de dois estágios não é clara, mas este efeito é pensado ser relacionado a recuperação de deslocação introduzida no tempo da laminação a frio, e a recristalização. Isto é, a força de acionamento da recristalização que ocorre na chapa de aço pelo aquecimento é resistência acumulada na chapa de aço pela laminação a frio. Quando a taxa de aquecimento médio HR1 na faixa de temperatura de não mais baixa do que temperatura ambiente, nem mais alta do que 650°C, é pequena, a deslocação introduzida pela laminação a frio se recupera, e a recristalização não ocorre. Como um resultado, a textura que se desenvolveu no tempo da laminação a frio permanece conforme ela é, e as propriedades, tal como a isotropia, deterioram. Quando a taxa de aquecimento médio HR1 na faixa de temperatura de não mais baixa do que temperatura ambiente, nem mais alta do que 650°C, é menos do que 0,3 °C/segundo, a deslocação introduzida pela laminação a frio se recupera, resultando em que a textura forte formada no tempo da laminação a frio permanece. Portanto, é necessário ajustar a taxa de aquecimento médio HR1 na faixa de temperatura de não mais baixa do que temperatura ambiente, nem mais alta do que 650°C, a 0,3 (°C/segundo), ou mais.

Por outro lado, quando a taxa de aquecimento médio HR2 de mais alta do que 650°C a Ae3 a 950°C, é grande, a ferrita existente na chapa de aço após a laminação a frio não recristaliza, e a ferrita não-recristalizada em um estado de ser operada, permanece. Quando o aço contendo C de 0,01% ou mais em particular é aquecido a uma região de duas fases de ferrita e austenita, o crescimento de blocos de austenita formados de ferrita recristalizada, e, desse modo, a ferrita não-recristalizada, tornam-se mais prováveis de permanecerem. Esta ferrita não-recristalizada tem a textura forte, e, desse modo, as propriedades, tais como o valor r e a isotropia, são adversamente afetadas, e esta ferrita não-recristalizada contém um lote de deslocações, e, desse modo, a ductilidade é deteriorada drasticamente. Portanto, na faixa de temperatura de mais alta do que 650°C a Ae3 a 950°C, a taxa de aquecimento médio HR2 necessita ser 0,5 x HR1 (°C/segundo), ou menos.

Adicionalmente, na taxa de aquecimento médio de dois estágios, conforme acima, a chapa de aço é aquecida até uma região de temperatura de Ae3 a 950°C, e é mantida por 1 a 300 segundo/segundos na região de temperatura de Ae3 a 950°C. Se a temperatura é mais baixa do que esta faixa, ou o tempo é mais curto do que esta faixa, a fração da estrutura de bainita não se torna 95% ou mais em um processo de resfriamento secundário em seguida, e a margem aumentada da ductilidade local pelo controle de textura, diminui. Por outro lado, se a chapa de aço é continuamente mantida mais alta do que 950°C ou superior a 300 segundos, os grãos de cristal tornam-se grosseiros, e, desse modo, uma razão de área dos grãos tendo 20 μηη ou menos, aumenta. Incidentalmente, Ae3 [°C] é calculada pela Expressão (7) abaixo pelos teores de C, Mn, Si, Cu, Ni, Cr, e Mo [massa%]. Incidentalmente, quando o elemento selecionado não está contido, o cálculo é realizado com o teor do elemento selecionado [massa%] ajustado como zero.

Ae3 = 911 - 239C - 36Mn + 40Si - 28Cu - 20Ni - 12Cr + 63Mo ... (7) Incidentalmente, neste aquecimento e retenção, a retenção não significa somente a retenção isotérmica, e é suficiente se a chapa de aço é retida na faixa de temperatura de Ae3 a 950°C. Considerando-se que a chapa de aço está na faixa de temperatura de Ae3 a 950°C, a temperatura da chapa de aço pode ser mudada. (Resfriamento secundário) Em seguida, resfriamento secundário é realizado a uma temperatura de 500°C ou mais baixa, de modo que uma taxa de resfriamento médio em uma região de temperatura de Ae4 a 500°C pode se tornar não menos do que 10°C/s, nem mais do que 200°C/s. Quando uma taxa de resfriamento secundário é menos do que 10°C/s, a ferrita é gerada excessivamente, desse modo tornando impossível trazer a fração da estrutura de bainita a 95% ou mais, e resultando em que a margem aumentada da ductilidade local pelo controle da textura, diminui. Por outro lado, mesmo quando a taxa de resfriamento é ajustada a maior do que 200°C/s, a controlabilidade a uma temperatura de acabamento de resfriamento deteriora significantemente, e, desse modo, a taxa de resfriamento é ajustada a 200°C/s ou menos. Preferivelmente, uma taxa de resfriamento médio a HF (uma temperatura de aquecimento e retenção) a 0,5HF + 250°C, é ajustada para não exceder uma taxa de resfriamento médio a 0,5HF + 250°C a 500°C, de modo a suprimir seguramente a transformação de ferrita e transformação de pearlita. (Tratamento de calor em excesso) De modo a promover transformação de bainita, um tratamento de calor em excesso é realizado em uma faixa de temperatura de não mais baixa do que 350°C, nem mais alta do que 500°C, subsequentemente ao resfriamento secundário. Um tempo de retenção nesta faixa de temperatura é ajustado a t2 segundos ou mais longo, que satisfaz a Expressão (4) abaixo de acordo com uma temperatura de tratamento em excesso T2. Contudo, em consideração de uma faixa de temperatura aplicável de Expressão (4), o valor máximo de t2 é ajustado a 400 segundos.

Iog(t2) = 0,0002(T2 - 425)2 + 1,18 ... (4) Incidentalmente, neste tratamento de calor em excesso, a retenção não significa somente a retenção isotérmica, e é suficiente se a chapa de aço é retida na faixa de temperatura de não mais baixa do que 350°C, nem mais alta do que 500°C. Por exemplo, a chapa de aço pode ser uma vez resfriada a 350°C para, em seguida, ser aquecida até 500°C, ou a chapa de aço pode também ser resfriada a 500°C para, em seguida, ser resfriada abaixo de 350°C.

Incidentalmente, mesmo quando um tratamento de superfície é realizado na chapa de aço laminada a frio de alta resistência da presente invenção, o efeito de aperfeiçoamento da deformabilidade local não desaparece, e, por exemplo, uma camada galvanizada de imersão a quente, ou uma camada galvanizada de imersão a quente de liga, pode ser formada na superfície da chapa de aço. Neste caso, o efeito da presente invenção pode ser obtido mesmo quando qualquer um de eletrodeposição, imersão quente, revestimento de deposição, formação de película de revestimento orgânico, laminação de película, tratamento de sais orgânicos/sais inorgânicos, tratamento sem cromo, e assim por diante, é realizado. Adicionalmente, a chapa de aço de acordo com a presente invenção pode ser aplicada não somente para abaular a formação, mas também para formação combinada principalmente composta de operação de encurvamento, tal como encurvamento, abaulamento, e estiramento.

Exemplo Em seguida, exemplos da presente invenção serão explanados. Incidentalmente, as condições dos exemplos são exemplos de condição empregados para confirmar a aplicabilidade e efeitos da presente invenção, e a presente invenção não é limitada a estes exemplos de condição. A presente invenção pode empregar várias condições, considerando-se que o objetivo da presente invenção é alcançado sem fugir do espírito da invenção. As composições químicas de respectivos aços usados nos exemplos são mostradas na Tabela 1. Respectivas condições de produção são mostradas na Tabela 2 e Tabela 3. Adicionalmente, constituições estruturais e propriedades mecânicas de respectivos tipos de aço sob as condições de produção na Tabela 2 são mostradas na Tabela 4. As constituições estruturais e propriedades mecânicas de respectivos tipos de aço sob as condições de produção na Tabela 3 são mostradas na Tabela 5. Incidentalmente, cada sublinhado nas Tabelas indica que um valor numeral está fora da faixa da presente invenção, ou está fora da faixa de uma faixa preferida da presente invenção.

Como exemplos, aqui serão explanados resultados de exames usando aços A a T que satisfazem os componentes das reivindicações da presente invenção, e usando aços comparativos a a i, que têm as composições químicas mostradas na Tabela 1. Incidentalmente, na Tabela 1, cada valor numérico das composições químicas significa massa%.

Estes aços foram fundidos e, em seguida, conforme eles foram, ou foram reaquecidos após uma vez sendo resfriados à temperatura ambiente, e foram aquecidos a uma faixa de temperatura de 1000°C a 1300°C, e, em seguida, foram submetidos à laminação a quente sob as condições da Tabela 2 e Tabela 3, e a laminação a quente foi acabada a uma temperatura de transformação de Ar3, ou mais alta. Incidentalmente, na Tabela 2 e Tabela 3, as letras em inglês A a T e letras em inglês a a i, que são adicionadas aos tipos de aço, indicam serem os respectivos componentes de Aços A a T e a a i na Tabela 1.

Na laminação a quente, primeiro, na laminação bruta sendo primeira laminação a quente, a laminação foi realizada uma vez ou mais em uma razão de redução de 40% ou mais em uma região de temperatura de não mais baixa do que 1000°C, nem mais alta do que 1200°C. Contudo, com relação aos tipos de Aço B2, H3, e J2 na Tabela 2, e tipos de Aço B2', H3', e J2' na Tabela 3, na laminação bruta, a laminação em uma razão de redução de 40% ou mais em uma passagem não foi realizada. O número de vezes de redução e cada razão de redução (%) na laminação bruta, e um diâmetro de grão de austenita (μηη) após a laminação bruta (antes da laminação acabada) são mostrados na Tabela 2 e Tabela 3.

Após a laminação bruta ser terminada, a laminação acabada sendo a segunda laminação a quente foi realizada. Na laminação acabada, a laminação em uma razão de redução de 30% ou mais foi realizada em uma passagem pelo menos uma vez em uma região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, e em uma faixa de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C, a razão de redução total foi ajustado a 30% ou menos. Incidentalmente, na laminação acabada, a laminação em uma razão de redução de 30% ou mais foi realizada em uma passagem final na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C.

Contudo, com relação aos tipos de Aço G2, H4, e M3 na Tabela 2 e tipos de Aço G2', H4', e M3' na Tabela 3, a laminação em uma razão de redução de 30% ou mais não foi realizada na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C. Adicionalmente, com relação a tipos de Aço F3 e H6 na Tabela 2 e tipos de Aço F3' e H6' na Tabela 3, a razão de redução total na faixa de temperatura de mais baixa do que T1 + 30°C foi maior do que 30%.

Adicionalmente, na laminação acabada, a razão de redução total foi ajustada a 50% ou mais. Contudo, com relação aos tipos de Aço G2, H4, e M3 na Tabela 2 e tipos de Aço G2', H4', e M3' na Tabela 3, a razão de redução total foi menos do que 50%. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram, na laminação acabada, a razão de redução (%) na passagem final na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, e a razão de redução em uma passagem em um estágio anterior do que a passagem final (razão de redução em uma passagem antes da final) (%). Adicionalmente, a Tabela 2 e Tabela 3 mostram, na laminação acabada, a razão de redução total (%) na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C, e uma temperatura Tf após a redução na passagem final na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C. Incidentalmente, a razão de redução (%) na passagem final na região de temperatura de não mais baixa do que T1 + 30°C, nem mais alta do que T1 + 200°C na laminação acabada, é particularmente importante, para, desse modo, ser mostrada na Tabela 2 e Tabela 3 como P1.

Após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação acabada, resfriamento primário foi iniciado antes de um tempo de espera t segundo excedendo 2,5 x t1. No resfriamento primário, uma taxa de resfriamento médio foi ajustada a 50°C/segundo ou mais. Adicionalmente, uma mudança de temperatura (uma quantidade de temperatura resfriada) no resfriamento primário foi ajustada para cair dentro de uma faixa de não menos do que 40°C, nem mais do que 140°C.

Sob as condições de produção mostradas na Tabela 2, após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais foi realizada na laminação acabada, o resfriamento primário foi iniciado antes do tempo de espera t segundo excedendo t1 (t < t1). Por outro lado, sob as condições de produção mostradas na Tabela 3, após a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais ser realizada na laminação acabada, o resfriamento primário foi iniciado antes do tempo de espera t segundo excedendo uma faixa de t1 ou mais longa a 2,5 x t1 (t1 t t1 x 2,5). Incidentalmente, ['] (traço) foi adicionado a cada numeral de referência dos tipos de aço seguindo as condições de produção mostradas na Tabela 3 de modo a distinguir as faixas do tempo de espera t segundo.

Contudo, com relação ao tipo de Aço H13' mostrado na Tabela 3, o resfriamento primário foi iniciado após o tempo de espera t segundo excedido 2,5 x t1 desde a redução final em uma razão de redução de 30% ou mais na laminação acabada. Com relação ao tipo de Aço M2 na Tabela 2 e tipo de Aço M2' na Tabela 3, a mudança de temperatura (quantidade de temperatura resfriada) no resfriamento primário foi menos do que 40°C, e com relação ao tipo de Aço H12 na Tabela 2 e tipo de Aço H12' na Tabela 3, a mudança de temperatura (quantidade de temperatura resfriada) no resfriamento primário foi maior do que 140°C. Com relação ao tipo de Aço H8 na Tabela 2 e tipo de Aço H8' na Tabela 3, a taxa de resfriamento médio no resfriamento primário foi menos do que 50°C/segundo. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram t1 (segundo) e 2,5 x t1 (segundo) dos respectivos tipos de aço. Adicionalmente, a Tabela 2 e Tabela 3 mostram o tempo de espera t (segundo) da completação da redução final em uma razão de redução de 30% ou mais, para iniciar o resfriamento primário, t/t1, a taxa de resfriamento médio (°C/segundo) no resfriamento primário, e a mudança de temperatura (quantidade de temperatura resfriada) (°C).

Após o resfriamento primário, bobinamento foi realizada e as chapas originais laminadas a quente cada tendo uma espessura de 2 a 5 mm foram obtidas. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram a temperatura de bobinamento (°C) dos respectivos tipos de aço.

Em seguida, as chapas originais laminadas a quente foram cada decapada para em seguida, serem submetidas a laminação a frio em uma razão de redução de não menos do que 30%, nem mais do que 70%, a uma espessura de 1,2 a 2,3 mm. Contudo, com relação aos tipos de aço E2 e L2 na Tabela 2 e tipos de Aço E2' e L2' na Tabela 3, a razão de redução da laminação a frio foi menos do que 30%. Adicionalmente, com relação ao tipo de aço H11 na Tabela 2 e tipo de Aço H1T na Tabela 3, a razão de redução da laminação a frio foi maior do que 70%. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram a razão de redução (%) na laminação a frio dos respectivos tipos de aço.

Após a laminação a frio, aquecimento foi realizada até uma região de temperatura de Ae3 a 950°C e retenção foi realizada por 1 a 300 segundo/segundos na região de temperatura de Ae3 a 950°C. Adicionalmente, de modo a realizar o aquecimento até uma região de temperatura de Ae3 a 950°C, uma taxa de aquecimento médio HR1 (°C/segundo) de não mais baixa do que temperatura ambiente, nem mais alta do que 650°C, foi ajustada a 0,3 ou mais (HR1 0,3), e uma taxa de aquecimento médio HR2 (°C/segundo) de mais alta do que 650°C a Ae3 a 950°C foi ajustada a 0,5 x HR1 ou menos, (HR2 ^0,5x HR1).

Contudo, com relação aos tipos de aço C2 e G3 na Tabela 2 e tipos de aço C2' e G3' na Tabela 3, uma temperatura de aquecimento foi mais baixa do que Ae3. Adicionalmente, com relação ao tipo de aço H10 na Tabela 2 e tipo de aço H10' na Tabela 3, a temperatura de aquecimento foi mais alta do que 950°C. Com relação ao tipo de aço N2 na Tabela 2 e Tipo de aço N2' na Tabela 3, o tempo de retenção na região de temperatura de Ae3 a 950°C foi superior a 300 segundos. Adicionalmente, com relação ao Tipo de aço E2 na Tabela 2 e ao Tipo de aço E2' na Tabela 3, a taxa de aquecimento médio HR1 foi menos do que 0,3 (°C/segundo). Com relação aos Tipo de aços C2, H6, e H8 na Tabela 2 e Tipos de aço C2', H6', e H8' na Tabela 3, a taxa de aquecimento médio HR2 (°C/segundo) foi maior do que 0,5 x HR1. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram As3 (°C), a temperatura de aquecimento (°C), o tempo de retenção (segundo), e as taxas de aquecimento médio HR1 e HR2 (°C/segundo) dos respectivos tipos de aço.

Após o aquecimento e retenção, resfriamento secundário foi realizado em uma taxa de resfriamento médio de não menos do que 10°C/s, nem mais do que 200°C/s, em uma região de temperatura de Ae3 a 500°C. Contudo, com relação ao Tipo de aço H2 na Tabela 2 e Tipo de aço H2' na Tabela 3, a taxa de resfriamento médio no resfriamento secundário foi menos do que 10°C/s. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram a taxa de resfriamento médio (°C/segundo) no resfriamento secundário dos respectivos tipos de aço.

Após o resfriamento secundário, um tratamento de calor em excesso foi realizado para não inferior a t2 segundos, nem superior a 400 segundos, em uma região de temperatura de não mais baixa do que 350°C, nem mais alta do que 500°C. Contudo, com relação ao tipo de aço H9 na Tabela 2 e Tipo de aço H9' na Tabela 3, uma temperatura de tratamento de calor foi mais baixa do que 350°C, e com relação ao Tipo de aços A2 e 12 na Tabela 2 e Tipos de aço A2' e 12' na Tabela 3, a temperatura de tratamento de calor foi mais alta do que 500°C. Adicionalmente, com relação ao Tipo de aço D2 na Tabela 2 e Tipo de aço D2' na Tabela 3, um tempo de tratamento do excesso foi mais curto do que t2 segundos, e com relação aos Tipos de aço A2, H9, e 12 na Tabela 2 e Tipos de aço A2', H9', e 12' na Tabela 3, o tempo de tratamento do excesso foi superior a 400 segundos. A Tabela 2 e Tabela 3 mostram o tratamento de calor temperatura do excesso, t2 (segundo), e o tempo de tratamento (segundo) dos respectivos tipos de aço.

Em todos os casos da Tabela 2 e Tabela 3, após o tratamento de calor em excesso, a laminação de passagem do casco a 0,5% foi realizada e a avaliação de material foi realizada. A Tabela 4 e Tabela 5 mostram uma razão de área (fração estrutural) (%) de bainita, pearlita, ferrita pró-euctóide, martensita, e austenita retida em uma estrutura de metal dos respectivos tipos de aço. Incidentalmente, a Tabela 4 mostra as constituições estruturais e as propriedades mecânicas dos tipos de aço seguindo as condições de produção na Tabela 2. Adicionalmente, a Tabela 5 mostra as constituições estruturais e as propriedades mecânicas dos tipos de aço seguindo as condições de produção na Tabela 3. Incidentalmente, com relação a fração estrutural na Tabela 4 e Tabela 5, B significa bainita, P significa pearlita, F significa ferrita pró-euctóide, M significa martensita, e rA significa austenita retida. A Tabela 4 e Tabela 5 mostram, dos respectivos tipos de aço, um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110>, uma densidade de polo do grupo de orientação {332}<113>, um diâmetro de volume médio de grãos de cristal (tamanho de uma unidade de grão) (μηη), e uma razão de grãos de cristal tendo dL/dt de 3,0 ou menos (razão de grão equiaxiado) (%). Adicionalmente, a Tabela 4 e Tabela 5 mostram, dos respectivos tipos de aço, resistência à tensão TS (MPa), uma percentagem de alongamento El (%), uma razão de expansão de furo λ (%) como um índice da deformabilidade local, e um raio de encurvamento limite por 60° de encurvamento em forma de V (uma espessura de chapa/um raio de encurvamento mínimo). Em um este de encurvamento, encurvamento de direção C (encurvamento C) foi realizado. Incidentalmente, um teste de tensão e um teste de encurvamento foram baseados em JIS Z 2241 e Z 2248 (um teste de encurvamento de 90° de bloco V). Um teste de expansão de furo foi baseado em Japan Iron and Steel Federation standard JFS T1001. A densidade de polo de cada uma das orientações de cristal foi medida usando o EBSP anteriormente descrito a um passo de 0,5 μηη em uma região de 3/8 a 5/8 em espessura de chapa de uma seção transversal paralela à direção de laminação.

Como índices da expansão do furo e a curvatura, satisfazendo TS ^440 MPa, El 15%, λ 90%, e a espessura de chapa/o raio de encurvamento ^2,5 foram ajustados como condições. É verificado que somente se satisfazer as prescrições da presente invenção pode ter ambas excelente expansão do furo e curvatura, conforme mostrado na FIG. 7 e FIG. 8. LEGENDA DA TABELA 3 TIPO DE AÇO; Τ1/Ό N° DE VEZES DE REDUÇÃO A 40% OU MAIS A NÃO INFERIOR A 1000Ό NEM MAIS ALTA DO QUE 1220Ό (LAMINAÇÃO DE DESBASTE) RAZÃO DE REDUÇÃO A 40% OU MAIS A NÃO INFERIOR A 1000Ό NEM MAIS ALTA DO QUE 1220Ό (LAMINAÇÃO DE DESBASTE) DIÂMETRO DE GRÃO DE AUSTENITA ANTES DA LAMINAÇÃO DE ACABAM ENTO/pm RAZÃO DE REDUÇÃO A T1 + 30 A T1 + 200Ό (LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO) /% RAZÃO DE REDUÇÃO DE PASSAGEM ANTES DO FINAL A T1 + 30 A T1 + 200Ό (LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO) /% RAZÃO DE REDUÇÃO DE PASSAGEM FINAL A T1 + 30 A T1 + 200Ό (LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO) /% Tf: TEMPERATURA APÓS REDUÇÃO FINAL A 30% OU MAIS OU MAIS (LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO) /% P1: RAZÃO DE REDUÇÃO DE REDUÇÃO FINAL A 30% OU MAIS (LAMINAÇÃO DE ACABAMENTO) /% t1/s-T1X2s t: TEMPO DE COMPLETAÇÃO DE LAMINAÇÃO FINAL A 30% OU MAIS PARA RESFRIAMENTO PRIMÁRIO /s Vt1 - TAXA DE RESFRIAMENTO EM RESFRIAMENTO PRIMÁRIO *C/s QUANTIDADE DE DIMENSÃO DE TEMPERATURA EM RESFRIAMENTO PRIMÁRIO FC

TEMPERATURA DE RESFRIAMENTO/O RAZÃO DE LAMINAÇÃO À FRIO /% HR1 -HR2 - Αθ3/Ό TEMPERATURA DE AQUECÍΜΕΝΤΟ/Ό TEMPO DE RETENÇÃO/s TAXA DE RESFRAIMENTO MÉDIA DE Ae3 A õOOO/O/s TEMP. DE TRATAMENTO DE CALOR /t t2/s - TEMPO DE RETENÇÃO/s LEGENDA DA TABELA 4 TIPO DE AÇO

FRAÇÃO ESTRUTURAL VAL.OR MÉDIO DE DENSIDADES DE POLO DE GRUPO DE ORIENTAÇÃO {100}<011 > A {223}< 110> DENSIDADE DE POLO {223}<113>

TAMANHO DE UNIDADE DE GRÃO /μΜ ESPESSURA DE CHAPA/ENCURVAMENTO MÍNIMO AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO AÇO COMPARATIVO LEGENDA DA TABELA 5 TIPO DE AÇO

FRAÇÃO ESTRUTURAL VALOR MÉDIO DE DENSIDADES DE POLO DE GRUPO DE ORIENTAÇÃO {100}<011 > A {223}< 110> DENSIDADE DE POLO {223}<113> TAMANHO DE UNIDADE DE GRÃO /μΜ RAZÃO DE GRÃO EQUIEAXIADO

AQÇESPESSURA DE CHAPA/ENCURVAMENTO MÍNIMO AÇO DA PRESENTE INVENÇÃO AÇO COMPARATIVO Explanação de Códigos 1 linha de laminação a quente contínua 2 moinho de desbaste 3 moinho de acabamento 4 chapa de aço laminada a quente 5 mesa de execução 6 suporte de laminação 10 bocal de resfriamento inter-suporte 11 bocal de resfriamento 11 REIVINDICAÇÕES

Claims

1. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, caracterizada pelo fato de que consiste em: % em massa, C: não menos do que 0,02% nem mais do que 0,20%; Si: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,5%; Mn: não menos do que 0,01% nem mais do que 4,0%; P: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,15%; S: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,03%; Al: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%; N: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; e O: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; em que Si + Al é limitado a menos do que 1,0%, e opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de % em massa, Ti: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20%, Nb: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20%, V: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%, e W: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%. B: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,0050%, Mo: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%, Cr: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Cu: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Ni: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Co: não menos do que 0,0001% nem mais do que 1,0%, Sn: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,2%, Zr: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,2%, As: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,50% Mg: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,010%, REM: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,1%, Ca: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,010%, e um restante sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, em que uma razão de área de bainita em uma estrutura de metal é 95% ou mais, a uma porção central de espessura de chapa sendo uma faixa de 5/8 a 3/8 em espessura de chapa a partir da superfície da chapa de aço, um valor médio de densidades de polo do grupo de orientação {100}<011> a {223}<110> representado por respectivas orientações de cristal de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, e {223}<110> é 4,0 ou menos, e uma densidade de polo da orientação de cristal {332}<113> é 5,0 ou menos, e um diâmetro de volume médio de grãos de cristal na estrutura de metal é 7 μηη ou menos.

2. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que aos grãos de cristal da bainita, uma razão dos grãos de cristal em que uma razão de um comprimento dL em uma direção de laminação para um comprimento dt em uma direção da espessura de chapa: dL/dt é 3,0 ou menos é 50% ou mais.

3. Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 1, caracterizada pelo fato de que na superfície, uma camada galvanizada de imersão a quente ou uma camada galvanizada de imersão a quente de liga é provida.

4. Método de produção de uma chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local como definida na reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que compreende: em um tarugo de aço consistindo em: % em massa, C: não menos do que 0,02% nem mais do que 0,20%; Si: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,5%; Mn: não menos do que 0,01% nem mais do que 4,0%; P: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,15%; S: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,03%; Al: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%; N: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; e O: não menos do que 0,0005% nem mais do que 0,01%; no qual Si + Al é limitado a menos do que 1,0%, e opcionalmente um tipo ou dois ou mais tipos de % em massa, Ti: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20%, Nb: não menos do que 0,001% nem mais do que 0,20%, V: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%, e W: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%. B: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,0050%, Mo: não menos do que 0,001% nem mais do que 1,0%, Cr: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Cu: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Ni: não menos do que 0,001% nem mais do que 2,0%, Co: não menos do que 0,0001% nem mais do que 1,0%, Sn: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,2%, Zr: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,2%, As: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,50%. Mg: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,010%, REM: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,1%, Ca: não menos do que 0,0001% nem mais do que 0,010%, e um restante sendo composto de ferro e impurezas inevitáveis, realização de primeira laminação a quente em cuja laminação a uma razão de redução de 40% ou mais é realizada um vez ou mais em uma faixa de temperatura de não mais baixa do que 1000°C nem mais alta do que 1200°C; ajuste de um diâmetro de grão de austenita a 200 μηη ou menos pela primeira laminação a quente; realização da segunda laminação a quente em cuja laminação a uma razão de redução de 30% ou mais é realizada em uma passagem pelo menos uma vez em uma região de temperatura de não mais baixa do que a temperatura T1 + 30°C nem mais alta do que T1 + 200°C determinada pela Expressão (1) abaixo; ajuste da razão de redução total na segunda laminação a quente a 50% ou mais; realização de redução final a uma razão de redução de 30% ou mais na segunda laminação a quente e, em seguida, início de resfriamento primário de tal maneira que um tempo de espera t segundo satisfaz a Expressão (2) abaixo; ajuste de uma taxa de resfriamento médio no resfriamento primário a 50°C/segundo ou mais, e realização do resfriamento primário em uma maneira que uma mudança de temperatura está em uma faixa de não mais baixa do que 40°C nem mais alta do que 140°C; realização de laminação a frio a uma razão de redução de não menos do que 30% nem mais do que 70%; realização de retenção por 1 a 300 segundo/segundos em uma região de temperatura de Ae3 a 950°C; realização de resfriamento secundário a uma taxa de resfriamento médio de não menos do que 10°C/s nem mais do que 200°C/s em uma região de temperatura de Ae3 a 500°C; e realização de um tratamento de calor em excesso no qual a retenção é realizada por não mais curta do que t2 segundos satisfazendo a Expressão (4) abaixo nem mais do que 400 segundos em uma região de temperatura de não mais baixa do que 350°C nem mais alta do que 500°C. T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10xCr+ 100xMo + 100 xV··· (1) t ^2,5 xt1 ··· (2) Aqui, t1 é obtido pela Expressão (3) abaixo. t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1 /100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) χ P1/100) + 3,1 ··· (3) Aqui, na Expressão (3) acima, Tf representa a temperatura do tarugo de aço obtido após a redução final a uma razão de redução de 30% ou mais, e P1 representa a razão de redução da redução final a 30% ou mais. Iog(t2) = 0.0002(T2 - 425)2 + 1.18 ... (4) Aqui, T2 representa uma temperatura de tratamento em excesso, e o valor máximo de t2 é ajustado a 400.

5. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que a razão de redução total em uma faixa de temperatura mais baixa do que T1 + 30°C é 30% ou menos.

6. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que o tempo de espera t segundo satisfaz adicionalmente a Expressão (2a) abaixo. t < t1 ··· (2a)

7. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que o tempo de espera t segundo satisfaz adicionalmente a Expressão (2b) abaixo. t1 ^t ^t1 x2,5 ··· (2b)

8. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que o resfriamento primário é iniciado entre suportes de laminação.

9. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que quando o aquecimento é realizado até a região de temperatura de Ae3 a 950°C após a laminação a frio, uma taxa de aquecimento médio não mais baixa do que a temperatura ambiente nem mais alta do que 650°C é ajustada a HR1 (°C/segundo) expressa pela Expressão (5) abaixo, e uma taxa de aquecimento médio de mais alta do que 650°C a Ae3 a 950°C é ajustada a HR2 (°C/segundo) expressa pela Expressão (6) abaixo. HR1 ^0,3 ... (5) HR2 ^0,5xHR1 ... (6)

10. Método de produção da chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelente deformabilidade local, de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo fato de que compreende adicionalmente: formação de uma camada galvanizada de imersão a quente ou de uma camada galvanizada de imersão a quente de liga na superfície.