ES2613410T3

ES2613410T3 - Lámina de acero de alta resistencia, lámina de acero bañado en caliente, y lámina de acero bañado en caliente de aleación que tienen excelentes características de fatiga, alargamiento y colisión, y método de fabricación para dichas láminas de acero

Info

Publication number: ES2613410T3
Application number: ES10780277.9T
Authority: ES
Inventors: Kunio Hayashi; Toshimasa Tomokiyo; Nobuhiro Fujita; Naoki Matsutani; Koichi Goto
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-05-27
Filing date: 2010-05-26
Publication date: 2017-05-24
Anticipated expiration: 2030-05-26
Also published as: JP4772927B2; RU2485202C1; CA2759256C; CN102341521B; PL2436797T3; JPWO2010137317A1; CA2759256A1; MX2011012371A; US8888933B2; KR20110110370A; US20120031528A1; US20140311631A1; EP2436797A4; CN102341521A; WO2010137317A1; KR101313957B1; EP2436797A1; BRPI1010678A2; EP2436797B1

Abstract

Una lámina de acero de alta resistencia que tiene excelentes propiedades de fatiga, alargamiento y propiedades de colisión, que comprende: en términos de tanto por ciento en masa, 0,03 a 0,10% de C; 0,01 a 1,5% de Si; 1,0 a 2,5% de Mn; 0,1% o menos de P; 0,02% o menos de S; 0,01 a 1,2% de Al; 0,06 a 0,15% de Ti; 0,01% o menos de N; y opcionalmente uno o más seleccionados del grupo q ue consiste en 0,005 a 0,1% de Nb; 0,005 a 0,2% de Mo; 0,005 a 0,2% de V; 0,0005 a 0,005% de Ca; 0,0005 a 0,005% de Mg; 0,0005 a 0,005% de B; 0,005 a 1% de Cr; 0,005 a 1% de Cu; y 0,005 a 1% de Ni; siendo el resto hierro e impurezas inevitables, en donde una resistencia a la tracción está en un intervalo de 590 MPa o más, y una relación de la resistencia a la deformación a la resistencia a la tracción está en un intervalo de 0,80 o más, una microestructura comprende bainita en una relación de área de 40% o más y siendo el resto una cualquiera o ambas de ferrita y martensita, una densidad de precipitados de Ti(C,N) que tienen tamaños de 10 nm o más pequeños está en un intervalo de 1010 precipitados/mm3 o más, y una relación (Hvs/Hvc) de una dureza (Hvs) a una profundidad de 20 μm desde una superficie a una dureza (Hvc) en un centro de un grosor de la lámina está en un intervalo de 0,85 o más.

Description

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el refuerzo en disolución sólida y la capacidad de endurecimiento; sin embargo, los 590 MPa, que es una resistencia a la tracción diana, no pueden conseguirse en el caso donde el contenido de Mn es menos que 1,0%. Por lo tanto, el contenido de Mn se ajusta para que esté en un intervalo de 1,0% o más. Por otra parte, en el caso donde el contenido de Mn excede de 2,5%, es más probable que ocurra segregación, y la conformabilidad por presión se deteriora. En la práctica, el contenido de Mn está preferiblemente en un intervalo de 1,0 a 1,8% con respecto a la lámina de acero que tiene una resistencia a la tracción de 590 a 700 MPa, y el contenido de Mn está preferiblemente en un intervalo de 1,6 a 2,2% con respecto a la lámina de acero que tiene una resistencia a la tracción de 700 MPa a 900 MPa, y el contenido de Mn está preferiblemente en un intervalo de 2,0 a 2,5% con respecto a la lámina de acero que tiene una resistencia a la tracción de 900 MPa o más. Hay un intervalo de cantidades de Mn adecuado dependiendo de la resistencia a la tracción, y una adición excesiva de Mn causa un deterioro de la maleabilidad debido a la segregación de Mn. Por lo tanto, es preferible que el contenido de Mn sea ajustado de acuerdo con la resistencia a la tracción descrita anteriormente.

El P actúa como un elemento de refuerzo en disolución sólida y aumenta la resistencia de la lámina de acero. Sin embargo, cuando el contenido de P es demasiado grande, la maleabilidad o la capacidad de soldadura de la lámina de acero se degrada, lo que no es preferible. En particular, en el caso donde el contenido de P excede de 0,1%, la degradación de la maleabilidad o la capacidad de soldadura de la lámina de acero llega a ser notable. Por lo tanto, el contenido de P se ajusta preferiblemente para que esté en un intervalo de 0,1% o menos, y se ajusta preferiblemente para que esté en un intervalo de 0,02% o menos.

En el caso donde el contenido de S es demasiado grande, se generan inclusiones tales como MnS; y de este modo, la expansibilidad del metal se degrada, y además, se producen grietas durante la laminación en caliente. Por lo tanto, es preferible que el contenido de S se reduzca para que sea tan bajo como sea posible. En particular, para prevenir la aparición de grietas durante la laminación en caliente y obtener buena maleabilidad, el contenido de S se ajusta preferiblemente para que esté en un intervalo de 0,02% o menos, y se ajusta más preferiblemente para que esté en un intervalo de 0,01% o menos.

El contenido de Al se ajusta para que esté en un intervalo de 0,01 a 1,2%. Añadiendo Al como elemento desoxidante, la cantidad de oxígeno disuelto en un acero fundido puede ser reducida eficazmente. En el caso donde el contenido de Al está en un intervalo de 0,01% o más, es posible impedir que el Ti, Nb, Mo y V, que son elementos importantes en la presente invención, formen óxidos de aleación con el oxígeno disuelto. De esta manera, el Al se usa para desoxidar; sin embargo, el Al se incorpora inevitablemente. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Al se ajusta para que sea 0,01%, y el contenido de Al está preferiblemente en un intervalo de 0,02% o más. Por otra parte, en el caso donde el contenido de Al excede de 1,2%, el Al llega a ser un factor que deteriora las propiedades de galvanización y las propiedades de conversión química. Por lo tanto, el contenido de Al se ajusta para que esté en un intervalo de 1,2% o menos, y se ajusta preferiblemente para que esté en un intervalo de 0,6% o menos.

El Ti es un elemento importante en la presente invención. El Ti es un elemento importante para el refuerzo de precipitación de la lámina de acero durante el recocido después de la laminación en caliente. En el procedimiento de producción, es necesario mantener un estado de disolución sólida a la vez de suprimir la cantidad de precipitados formados tan bajo como sea posible en una etapa de laminación en caliente (una etapa desde la laminación en caliente hasta el enrollado); y, por lo tanto, una temperatura de enrollado durante la laminación en caliente se ajusta para que esté en un intervalo de 600ºC o menos, en la que es menos probable que se generan precipitados de Ti. Además, la laminación de atemperación se realiza antes del recocido; y de este modo, se introducen dislocaciones. Después, en una etapa de recocido, el Ti(C,N) precipita finamente sobre las dislocaciones introducidas. En particular, en o en las inmediaciones de la capa superficial de la lámina de acero donde una densidad de dislocaciones está aumentada, el efecto (precipitación fina de Ti(C,N)) llega a ser notable. Debido a este efecto, llega a ser posible alcanzar una Hvs/Hvc ≥ 0,85, y pueden conseguirse altas propiedades de fatiga. Además, por el refuerzo de precipitación debido a una adición de Ti, una relación de deformación, que es una relación de una resistencia a la deformación a una resistencia a la tracción, puede estar en un intervalo de 0,80 o más. Entre los muchos elementos de refuerzo de precipitación, el Ti tiene la capacidad de refuerzo de precipitación más alta. Esto es debido a que una diferencia entre la solubilidad del Ti en una fase γ y la solubilidad del Ti en una fase α es grande. Para conseguir una resistencia a la tracción de 590 MPa o más, una Hvs/Hvc ≥ 0,85 y una relación de deformación de 0,80 o más, es necesario ajustar el contenido de Ti para que esté en un intervalo de 0,06% o más, como se muestra en las FIGS. 8 y 9. En el caso donde el contenido de Ti es menos que 0,06%, como se muestra en la FIG. 10, una densidad de precipitados de Ti(C,N) que tienen tamaños de 10 nm o más pequeños llega a ser menos que 1010 trozos/mm3; y de este modo, no se obtiene una relación de deformación alta. El Ti contribuye al refuerzo de precipitación, y además, el Ti es un elemento que retrasa una velocidad de recristalización de austenita durante la laminación en caliente. Por lo tanto, en el caso donde el contenido de Ti es excesivo, la textura de la lámina de acero laminada en caliente se desarrolla; y de este modo, la anisotropía después del recocido es aumentada. En concreto, en el caso donde el contenido de Ti excede de 0,15%, la anisotropía de la lámina de acero es aumentada particularmente. Como resultado, la maleabilidad se degrada. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Ti se ajusta para que sea 0,15% y se ajusta preferiblemente para que sea 0,12%.

El N forma TiN; y de este modo, la maleabilidad de la lámina de acero se degrada. Por lo tanto, es preferible que el contenido de N sea tan bajo como sea posible. En particular, en el caso donde el contenido de N excede de 0,01%, se genera TiN grueso; y de este modo, la maleabilidad de la lámina de acero se deteriora, y además, la cantidad de

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central del grosor de la lámina que se observa tomando una muestra de una porción de la lámina de acero que es 1/4 del grosor de la lámina interior desde la superficie.

En la presente invención, en el caso donde la relación de área de bainita está en un intervalo de 40% o más, puede esperarse un aumento en la resistencia debido al refuerzo de precipitación. Esto es, una temperatura a la que se enrolla el material laminado en caliente se ajusta para que esté en un intervalo de 600ºC o menos para asegurar Ti en disolución sólida en la lámina de acero laminada en caliente, y esta temperatura es cercana a la temperatura de transformación de la bainita. Por lo tanto, está incluida una gran cantidad de bainita en la microestructura de la lámina de acero laminado en caliente, y las dislocaciones por transformación que son introducidas simultáneamente con transformación aumentan una cantidad de sitios de nucleación de TiC durante el recocido; y de este modo, puede conseguirse un refuerzo de precipitación más alto. La relación de área de la bainita es cambiada drásticamente debido a un historial de enfriamiento durante la laminación en caliente; sin embargo, la relación de área de la bainita se ajusta dependiendo de las propiedades necesitadas del material. La relación de área de la bainita está preferiblemente en un intervalo de más que 70%. En este caso, el aumento en la resistencia debido al refuerzo de precipitación es potenciado adicionalmente, y además, una cantidad de cementita gruesa, que es inferior en conformabilidad por presión, se reduce; y de este modo, la conformabilidad por presión puede ser mantenida apropiadamente. El límite superior de la relación de área de la bainita es preferiblemente 90%.

En la presente invención, en el procedimiento de producción, en la etapa de laminación en caliente (una etapa desde la laminación en caliente hasta el enrollado), el Ti en la lámina de acero laminado en caliente se mantiene en un estado de disolución sólida, y después se introducen tensiones en la capa superficial por laminación de atemperación después de la laminación en caliente. Después, en la etapa de recocido, precipita Ti(C,N) en la capa superficial mientras se utilizan las tensiones introducidas como sitios de nucleación. Como resultado, las propiedades de fatiga son mejoradas. Por lo tanto, es importante completar (terminar) la laminación en caliente en un intervalo de temperatura de 600ºC o menos, donde la precipitación del Ti es menos probable que tenga lugar. Esto es, es importante enrollar el material laminado en caliente a una temperatura en un intervalo de 600ºC o menos. En la estructura de la lámina de acero laminado en caliente obtenida enrollando el material laminado en caliente (la estructura en la etapa de laminación en caliente), la fracción de bainita puede ser arbitraria. En particular, en el caso donde se desea un alargamiento alto para los productos (lámina de acero de alta resistencia, lámina de acero bañado en caliente, y lámina de acero bañado en caliente aleado), es eficaz aumentar la fracción de ferrita durante la laminación en caliente. Por otra parte, en el caso donde se considera importante la expansibilidad de agujero, el material laminado en caliente puede ser enrollado a temperatura más baja; y de este modo, la microestructura que incluye bainita y martensita como fases principales puede ser formada.

Como se describió anteriormente, dado que el enrollado se realiza a una temperatura en un intervalo de 600ºC o menos para asegurar la cantidad de Ti en disolución sólida en la lámina de acero laminado en caliente, la microestructura de la lámina de acero laminado en caliente (la microestructura en la etapa de laminación en caliente) consiste sustancialmente en bainita, siendo el resto una cualquiera o ambas de ferrita y martensita. Después, la lámina de acero laminado en caliente se calienta hasta 600ºC o superior en el recocido; y de este modo, la bainita y martensita son atemperadas. En general, el atemperado significa reducir una densidad de dislocación mediante un tratamiento con calor. La bainita y martensita generadas a una temperatura de 600ºC o menos son atemperadas durante el recocido. Por lo tanto, puede decirse que la bainita y martensita en la microestructura de los productos son bainita atemperada y martensita atemperada en la práctica. La bainita atemperada y la martensita atemperada se distinguen de la bainita y martensita generales porque la bainita atemperada y la martensita atemperada tienen bajas densidades de dislocación como sigue.

La microestructura de la lámina de acero laminado en caliente en la etapa de laminación en caliente contiene bainita y martensita; y por lo tanto, la densidad de dislocación es alta. Sin embargo, dado que la bainita y la martensita son atemperadas durante el recocido, la densidad de dislocación se reduce. En el caso donde un tiempo de recocido es insuficiente, la densidad de dislocación se mantiene en un valor alto; y como resultado, el alargamiento se hace bajo. Por lo tanto, es preferible que la densidad de dislocación media de la lámina de acero después del recocido esté en un intervalo de 1x1014 m-2 o menos. En el caso donde el recocido se realiza bajo condiciones que cumplen las Expresiones (1) y (2) descritas más tarde, la reducción en la densidad de dislocación tiene lugar simultáneamente con la precipitación de Ti(C,N). Esto es, en un estado donde la precipitación de Ti(C,N) tiene lugar suficientemente, la densidad de dislocación media de la lámina de acero se reduce. Típicamente, la reducción en la densidad de dislocación causa una reducción en la tensión de deformación del material de acero. Sin embargo, en la presente invención, el Ti(C,N) precipita simultáneamente con la reducción en la densidad de dislocación; y por lo tanto, se obtiene una tensión de deformación alta.

En la presente invención, un método de medida de la densidad de dislocación se realiza en base a “un método para medir una densidad de dislocación usando difracción de rayos X” descrito en CAMP-ISIJ Vol. 17 (2004) p. 396, y la densidad de dislocación media se calcula a partir de las anchuras a mitad de valor de los picos de difracción de (110), (211), y (220).

Dado que la microestructura tiene las propiedades descritas anteriormente, puede conseguirse una alta relación de deformación y una alta relación de resistencia a la fatiga, que no se consiguen por una lámina de acero que se produce utilizando el refuerzo de precipitación de la técnica anterior. Esto es, incluso en el caso donde la

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microestructura en o en las inmediaciones de la capa superficial de la lámina de acero incluye ferrita como fase principal y exhibe una estructura gruesa a diferencia de la microestructura en la porción central del grosor de la lámina, la dureza de la capa superficial y las inmediaciones de la misma en la lámina de acero alcanza una dureza sustancialmente equivalente a la de la porción central de la lámina de acero debido a la precipitación de Ti(C,N) durante el recocido. Como resultado, la generación de grietas por fatiga es suprimida; y de este modo, la relación de resistencia a la fatiga es aumentada.

A continuación, se describirá la razón para las limitaciones asociadas con la resistencia a la tracción de la lámina de acero, que es el rasgo de la presente invención.

La resistencia a la tracción de la lámina de acero de la presente invención está en un intervalo de 590 MPa o más. El límite superior de la resistencia a la tracción no está limitado particularmente. Sin embargo, en un intervalo de componentes de la presente invención, el límite superior de la resistencia a la tracción práctica es aproximadamente

1.180 MPa.

Aquí, la resistencia ala tracción se evalúa por el siguiente método. Se produce un espécimen Nº 5 descrito en JIS-Z2201, y después se realiza un ensayo de tracción según un método de ensayo descrito en JIS-Z2241.

En la presente invención, una relación (relación de deformación) de la resistencia a la deformación a la resistencia a la tracción que son obtenidas por el ensayo de tracción llega a ser 0,80 o más debido al refuerzo de precipitación.

Para alcanzar una relación de deformación alta como en la presente invención, el refuerzo de precipitación debido a Ti(C,N) y similares que precipita por la atemperación de bainita es más importante que el refuerzo de transformación debido a una fase dura tal como martensita. En la presente invención, una densidad de precipitados de Ti(C,N) que tienen tamaños de 10 nm o más pequeños que es eficaz en el refuerzo de precipitación está en un intervalo de 1010 trozos/mm3 o más. De este modo, puede realizarse una relación de deformación en un intervalo de 0,80 o más descrito anteriormente. Aquí, los precipitados de los que el diámetro circular equivalente obtenido por una raíz cuadrada de (eje mayor x eje menor) es más grande que 10 nm no tienen una influencia sobre las propiedades obtenidas en la presente invención. En contraste, según se hace más pequeño el tamaño del precipitado, el refuerzo de precipitación debido a Ti(C,N) se obtiene más eficazmente; y como resultado, hay una posibilidad de que una cantidad añadida de elementos de aleación pueda ser reducida. Por lo tanto, se define una densidad de precipitados de Ti(C,N) que tienen tamaños de grano de 10 nm o más pequeños.

Aquí, los precipitados se observan por el siguiente método. Se produce una muestra de réplica según un método descrito en la solicitud de patente japonesa, primera publicación Nº 2004-317203, y después la muestra de réplica se observa con un microscopio electrónico de transmisión. El aumento del campo de visión se ajusta para que esté en un intervalo de un aumento de 5.000 veces a un aumento de 100.000 veces, y el número de Ti(C,N) que tiene tamaños de 10 nm o más pequeños se cuenta desde 3 o más campos de visión. Además, se obtiene un peso electrolítico a partir de un cambio en el peso antes y después de la electrólisis, y el peso se convierte en un volumen por una gravedad específica de 7,8 ton/m3. Después, el número contado se divide por el volumen; y de este modo, se calcula la densidad de precipitación.

A continuación, se describirán las razones para las limitaciones asociadas con una distribución de dureza de la lámina de acero, que es una de las características de la presente invención.

Los inventores han encontrado que para mejorar las propiedades de fatiga, alargamiento y propiedades de colisión en una lámina de acero de alta resistencia en la que se utiliza refuerzo de precipitación debido a elementos de microaleación, las propiedades de fatiga son mejoradas ajustando una relación de la dureza de la capa superficial de la lámina de acero a la dureza de la porción central de la lámina de acero para que esté en un intervalo de 0,85 o más. Aquí, la dureza de la capa superficial de la lámina de acero es una dureza en una porción que es 20 μm (a una profundidad de 20 μm) interior desde la superficie y se representa por Hvs. Además, la dureza de la porción central de la lámina de acero es una dureza en una porción que es 1/4 del grosor de la lámina (a una profundidad de 1/4 del grosor de la lámina) interior desde la superficie de la lámina de acero y se representa por Hvc. Los inventores han encontrado que las propiedades de fatiga se deterioran en el caso donde la relación Hvs/Hvc es menor que 0,85, y por otra parte, las propiedades de fatiga son mejoradas en el caso donde la relación Hvs/Hvc es 0,85 o más. Por lo tanto, Hvs/Hvc se ajusta para que esté en un intervalo de 0,85 o más.

La FIG. 1 muestra una relación entre Hvs/Hvc y la relación de resistencia a la fatiga. Puede verse que se puede conseguir una relación de resistencia a la fatiga de 0,45 o más en el caso donde Hvs/Hvc está en un intervalo de 0,85 o más. Por lo tanto, se obtienen propiedades de fatiga altas. Aquí, en el caso de la lámina de acero bañado en caliente o la lámina de acero bañado en caliente aleado, la capa superficial significa un intervalo que excluye el grosor del chapado. Esto es, la dureza de la capa superficial es una dureza en una porción que no está incluida en una capa bañada en caliente o una capa bañada en caliente aleada y que es 20 μm interior desde la superficie de la lámina de acero de alta resistencia. Además, la razón de determinar la porción de medida de la dureza de la capa superficial de la lámina de acero a una porción que es 20 μm (a una profundidad de 20 μm) interior desde la superficie se describe como sigue. En la práctica, con respecto a una lámina de acero que tiene una resistencia a la tracción de 590 MPa o más, la dureza se mide en una sección transversal de la lámina de acero usando un medidor

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de dureza Vickers. En base a la premisa de esta medida, se determina la porción de medida a partir de la capacidad de medida. Por lo tanto, en el caso donde es posible medir la dureza de la capa superficial en una porción más cercana a la superficie usando una técnica de nanoindentación, la porción de medida puede ser determinada en base a la capacidad de medida. Aquí, en el caso donde la medida se realiza en una porción diferente de la porción que es 20 μm (a una profundidad de 20 μm) interior desde la superficie, es imposible comparar de manera sencilla los valores absolutos de las Hvs y Hvc medidas, dado que los métodos de medida son diferentes. Sin embargo, el umbral de Hvs/Hvc, que es una relación de estas durezas, puede usarse como es.

En la presente invención, el tipo de la lámina de acero que es un producto es un acero de alta resistencia que se obtiene sometiendo una lámina de acero laminado en caliente a decapado con ácido y laminación de atemperación y realizando después un recocido sobre la misma.

La lámina de acero bañada en caliente de la presente invención incluye la lámina de acero de alta resistencia descrita anteriormente de la presente invención, y la capa bañada en caliente provista sobre la superficie de la lámina de acero de alta resistencia. Además, la lámina de acero bañado en caliente aleado de la presente invención incluye la lámina de acero de alta resistencia descrita anteriormente de la presente invención, y la capa bañada en caliente aleada provista sobre la superficie de la lámina de acero de alta resistencia.

Como capa bañada en caliente y capa bañada en caliente aleada, por ejemplo, pueden emplearse capas que consisten en uno cualquiera o ambos de cinc y aluminio, y específicamente, puede emplearse una capa galvanizada por baño en caliente, una capa galvanizada por baño en caliente aleada, una capa aluminizada por baño en caliente, una capa aluminizada por baño en caliente aleada, una capa revestida de Zn-Al por baño en caliente, una capa revestida de Zn-Al por baño en caliente aleada, y similares. En particular, en términos de capacidad de chapado y resistencia a la corrosión, son preferibles una capa galvanizada por baño en caliente y una capa galvanizada por baño en caliente aleada que consiste en cinc.

La lámina de acero bañada en caliente o la lámina de acero bañada en caliente aleada se producen sometiendo la lámina de acero de alta resistencia descrita anteriormente de la presente invención a baño en caliente o baño en caliente aleado. Aquí, el baño en caliente aleado es un procedimiento para realizar un baño en caliente para producir una capa bañada en caliente sobre la superficie y realizar un tratamiento de aleación sobre la misma para convertir la capa bañada en caliente en una capa bañada en caliente aleada.

La lámina de acero bañada en caliente o la lámina de acero bañada en caliente aleada incluye la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, y la capa bañada en caliente o la capa bañada en caliente aleada está formada sobre la superficie; y por lo tanto, los efectos de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención y excelente prevención de la corrosión pueden conseguirse.

A continuación, se describirá un método para fabricar la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención.

Primero, una placa que tiene la composición de componentes descrita anteriormente se recalienta a una temperatura en un intervalo de 1.150 a 1.280ºC. Como placa, puede usarse una placa inmediatamente después de ser producida por un equipo de colado continuo, o una placa producida por un horno eléctrico.

Ajustando la temperatura de calentamiento de la placa para que esté en un intervalo de 1.150ºC o más, los elementos formadores de carburos y el carbono pueden ser descompuestos y disueltos suficientemente en el material de acero. Sin embargo, en el caso donde la temperatura de calentamiento de la placa excede de 1.280ºC, no es preferible en términos de costes de producción; y por lo tanto, el límite superior se ajusta para que sea 1.280ºC. Para disolver los carbonitruros precipitados, es preferible que la temperatura de calentamiento esté en un intervalo de 1.200ºC o más.

A continuación, la placa recalentada se somete a laminación en caliente bajo condiciones donde la laminación de finalización se termina a una temperatura en un intervalo del punto Ar3 o más; y de este modo, se obtiene un material laminado en caliente. Después, el material laminado en caliente se enrolla en un intervalo de temperatura de 600ºC o menos; y de este modo, se obtiene una lámina de acero laminado en caliente.

En el caso donde una temperatura de finalización (una temperatura en la que la laminación de finalización se termina) durante la laminación en caliente es menos que el punto Ar3, tiene lugar una precipitación de carbonitruros de aleación o un engrosamiento de los granos en la capa superficial; y de este modo, la resistencia de la capa superficial se reduce notablemente. Por lo tanto, no se obtienen propiedades de fatiga excelentes. Por consiguiente, para impedir el deterioro de las propiedades de fatiga, el límite inferior de la temperatura de finalización durante la laminación en caliente se ajusta para que esté en un intervalo del punto Ar3 o más. El límite superior de la temperatura de finalización no está limitado particularmente, sin embargo, en la práctica, el límite superior de la misma es aproximadamente 1.050ºC.

A continuación, se describirá un historial de enfriamiento de la temperatura de finalización durante la laminación en caliente hasta el enrollado.

En la presente invención, ajustando la temperatura de enrollado para que esté en un intervalo de 600ºC o menos, la

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de temperatura de 600ºC o superior durante el recocido cumple una relación de las Expresiones (1) y (2) como sigue en relación a la temperatura de calentamiento máxima Tmax durante el recocido, se logra una alta tensión de deformación y una Hvs/Hvc en un intervalo de 0,85 o más.

530 -0,7xTmax ≤ t ≤ 3.600 -3,9xTmax...(1)

t > 0...(2)

A partir de los resultados de la FIG. 5, puede identificarse que en el caso donde la temperatura de calentamiento máxima está en un intervalo de 600 a 750ºC, Hvs/Hvc llega a ser 0,85 o más.

Además, como se muestra en la FIG. 6, todas las láminas de acero de la presente invención en los ejemplos se producen bajo condiciones donde el tiempo de mantenimiento (t) en un intervalo de temperatura de 600ºC o superior cumple los intervalos de las Expresiones (1) y (2). A partir de los resultados de evaluación de las láminas de acero de la presente invención en los ejemplos, puede identificarse que en el caso donde el tiempo de mantenimiento (t) cumple los intervalos de las Expresiones (1) y (2), Hvs/Hvc llega a ser 0,85 o más.

A partir de los ejemplos, puede identificarse que en el caso donde Hvs/Hvc está en un intervalo de 0,85 o más, la relación de resistencia a la fatiga llega a ser 0,45 o más. En el caso donde la temperatura de calentamiento máxima está en un intervalo de 600 a 750ºC, la capa superficial se endurece debido a refuerzo de precipitación; y de este modo, Hvs/Hvc llega a ser 0,85 o más. Ajustando la temperatura de calentamiento máxima y el tiempo de mantenimiento en un intervalo de temperatura de 600ºC o superior para que esté en los intervalos descritos anteriormente, la capa superficial es endurecida suficientemente comparado con la dureza de la porción central de la lámina de acero. Como resultado, como se muestra en los ejemplos, la relación de resistencia a la fatiga llega a ser 0,45 o más. Esto es debido a que la generación de grietas de fatiga puede ser retrasada por el endurecimiento de la capa superficial. Según es aumentada la dureza de la capa superficial, el efecto es aumentado.

Además, a partir de los resultados de la FIG. 5, puede identificarse que en el caso donde la temperatura de calentamiento máxima no está en el intervalo (fuera del intervalo) de 600 a 750ºC, se cumple Hvs/Hvc<0,85. Además, a partir de los ejemplos, puede identificarse que incluso en el caso donde la temperatura de calentamiento máxima está en un intervalo de 600 a 750ºC, se cumple Hvs/Hvc<0,85 si la temperatura de enrollado del material laminado en caliente y la tasa de alargamiento del de atemperación no están en los intervalos de la presente invención.

Después, la lámina de acero laminado en caliente recocida se somete a una segunda laminación de atemperación. De este modo, las propiedades de fatiga pueden ser mejoradas adicionalmente.

Durante la segunda laminación de atemperación, la tasa de alargamiento se ajusta preferiblemente para que esté en un intervalo de 0,2 a 2,0%, y la tasa de alargamiento está más preferiblemente en un intervalo de 0,5 a 1,0%. En el caso donde la tasa de alargamiento es menos que 0,2%, una rugosidad superficial no es mejorada suficientemente y el endurecimiento por deformación de sólo la capa superficial no tiene lugar. Como resultado, puede haber casos donde las propiedades de fatiga no son mejoradas suficientemente. Por lo tanto, es preferible que el límite inferior de la misma se ajuste para que sea 0,2%. Por otra parte, en el caso donde la tasa de alargamiento excede de 2,0%, la lámina de acero se endurece demasiado; y como resultado, puede haber casos donde la conformabilidad por presión se deteriora. Además, por ejemplo, entre los ejemplos descritos más tarde, en el Ejemplo Experimental L-a, dado que la tasa de alargamiento de la segunda laminación de atemperación después del recocido es 2,5%, el alargamiento llega a ser 17%, que es inferior a los de otros Ejemplos Experimentales. Puede haber casos donde el alargamiento se degrada, como es el caso con el Ejemplo Experimental L-a. Por lo tanto, es preferible que el límite superior sea 2,0%.

La composición de componentes que contiene elementos de aleación y las condiciones de producción se controlan con precisión de la manera descrita anteriormente; y de este modo, puede producirse una lámina de acero de alta resistencia que tiene excelentes propiedades de fatiga y seguridad de colisión que no puede conseguirse en la técnica anterior, y tiene una resistencia a la tracción en un intervalo de 590 MPa o más.

El método para fabricar la lámina de acero laminado en caliente de la presente invención incluye: una etapa de producir una lámina de acero laminado en caliente como es el caso con el método descrito anteriormente para fabricar la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención; una etapa de decapar con ácido la lámina de acero laminado en caliente; una etapa de someter la lámina de acero laminado en caliente a una primera laminación de atemperación a una tasa de alargamiento en un intervalo de 0,1 a 5,0%; una etapa de recocer la lámina de acero laminado en caliente bajo condiciones donde una temperatura de calentamiento máxima (TmaxºC) está en un intervalo de 600 a 750ºC y un tiempo de mantenimiento (t segundos) en un intervalo de temperatura de 600ºC o superior cumple las Expresiones (1) y (2), y realizar un baño en caliente para formar una capa bañada en caliente sobre una superficie de la lámina de acero laminada en caliente, obteniendo de este modo una lámina de acero bañado en caliente; y una etapa de someter la lámina de acero bañado en caliente a una segunda laminación de atemperación.

La etapa hasta que se obtiene la lámina de acero laminado en caliente, la etapa de decapado con ácido, la etapa de

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imagen10

Acero Nº: C Si Mn P S Al N Ti Nb Mo V Ca Mg B Ar3 Nota

A: 0,04 0,04 1,34 0,0103 0,0045 0,04 0,0036 0,069 - - - - - - 791 Acero de la invención

B: 0,06 0,18 1,95 0,0076 0,0040 0,03 0,0044 0,085 0,030 - - - - - 731 Acero de la invención

C: 0,08 0,65 2,30 0,0082 0,0035 0,03 0,0038 0,135 0,025 - - - - - 681 Acero de la invención

D: 0,06 0,52 2,06 0,0096 0,0062 0,03 0,0051 0,112 0,040 - 0,005 - 0,0016 - 711 Acero de la invención

E: 0,09 1,00 2,05 0,0085 0,0039 0,03 0,0035 0,065 - 0,150 - - - - 674 Acero de la invención

F: 0,05 0,03 1,65 0,0095 0,0042 0,62 0,0038 0,068 - - 0,030 - - 0,0012 786 Acero de la invención

G: 0,07 0,52 1,68 0,0085 0,0055 0,03 0,0034 0,078 0,044 - - 0,0013 - - 738 Acero de la invención

H: 0,08 0,46 1,23 0,0073 0,0067 0,04 0,0035 0,063 - - - - - - 773 Acero de la invención

I: 0,07 0,13 1,85 0,0055 0,0035 0,03 0,0045 0,072 0,090 - - - - - 737 Acero de la invención

J: 0,06 0,18 1,75 0,0082 0,0044 0,04 0,0035 0,092 0,075 - - - - 0,0015 747 Acero de la invención

K: 0,07 0,15 2,01 0,0079 0,0066 0,04 0,0035 0,102 0,036 0,003 - 0,0015 - - 724 Acero de la invención

L: 0,08 1,06 2,45 0,0085 0,0056 0,02 0,0038 0,142 0,031 - 0,003 0,0011 - 0,0013 655 Acero de la invención

M: 0,02 0,02 1,81 0,0081 0,0034 0,03 0,0042 0,065 - - - - - - 761 Acero Comparativo

N: 0,15 0,53 2,30 0,0091 0,0035 0,02 0,0049 0,080 - - - 0,0010 - - 698 Acero Comparativo

O: 0,06 1,65 1,25 0,0053 0,0041 0,03 0,0034 0,075 0,021 0,003 0,012 - - - 847 Acero Comparativo

P: 0,08 0,03 0,72 0,0054 0,0045 0,03 0,0029 0,072 0,053 - 0,051 - - - 830 Acero Comparativo

Q: 0,06 0,03 2,70 0,0068 0,0038 0,02 0,0038 0,065 0,041 0,032 0,058 - 0,0022 - 675 Acero Comparativo

R: 0,09 0,04 0,95 0,0081 0,0052 1,72 0,0039 0,075 0,051 0,021 0,064 - - - 875 Acero Comparativo

S: 0,06 0,15 1,68 0,0102 0,0053 0,30 0,0034 0,042 - - - - - - 773 Acero Comparativo

T: 0,09 0,52 2,44 0,0072 0,0059 0,14 0,0051 0,186 - - 0,002 - - 0,0016 725 Acero Comparativo

La laminación en caliente, el enrollado, el decapado con ácido, la primera laminación de atemperación, el recocido y la segunda laminación de atemperación se realizaron en este orden; y de este modo, se produjeron láminas de acero de alta resistencia. Todos los grosores de lámina de los materiales laminados en caliente después de la laminación en caliente se ajustaron para que fueran 0,3 mm. La velocidad de aumento de temperatura durante el

5 recocido se ajustó para que fuera 5ºC/s, y la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de calentamiento máxima se ajustó para que fuera 5ºC/s.

Además, para varios Ejemplos Experimentales, se realizó galvanización y un tratamiento de aleación después del recocido para producir láminas de acero galvanizado por baño en caliente y láminas de acero galvanizado por baño en caliente aleado. Aquí, en el caso donde se produjeron las láminas de acero galvanizado por baño en caliente, el

10 segundo de atemperación se realizó después de la galvanización por baño en caliente, y en el caso donde se produjeron las láminas de acero galvanizado por baño en caliente aleado, el segundo de atemperación se realizó después del tratamiento de aleación.

18

Recocido: Ladoderecho delaExpresión(1) (ºC) 1.065 792 948 870 909 870 1.026 948 1.026 1.026 1.026 987 948 792 1.143 948 870 831 831 1.065

Ladoizquierdo delaExpresión(1) (ºC): 75 26 54 40 47 40 68 64 68 68 68 61 54 26 89 54 40 33 33 75

Tiempo de mantenimiento(s): 240 120 240 60 240 80 120 320 300 95 300 75 120 200 480 260 240 120 680 240

Temperatura decalentamientomáxima (ºC): 650 720 680 700 690 700 660 680 660 660 660 670 680 720 630 680 700 710 710 650

Primer de atemperación: Tasa dealargamiento(%) 0,8 1,5 0,5 0,5 0,5 0,3 0,5 0,5 0,5 0,5 0,5 0,5 0,5 1,5 0,8 2,5 0,8 0,5 0,8 0,8

Laminación en caliente: Temperatura de enrollado (ºC) 515 510 520 530 510 425 520 525 515 530 525 510 500 530 520 530 510 520 480 480

Velocidaddeenfriamiento(ºC/s): 25 50 45 45 40 40 35 35 50 50 40 45 45 20 45 40 45 50 45 45

Temperatura de finalización (ºC): 910 915 905 920 895 890 900 895 905 910 895 895 920 920 920 880 930 920 890 910

Temperatura decalentamiento(ºC): 1.230 1.235 1.220 1.220 1.220 1.220 1.225 1.220 1.210 1.210 1.220 1.220 1.230 1.225 1.220 1.200 1.220 1.225 1.225 1.220

AceroNº: A B C D E F G H I J

Ejemplo Experimental: A-a A-b B-a B-b C-a C-b D-a D-b E-a E-b F-a F-b G-a G-b H-a H-b I-a I-b J-a J-b

Recocido: Ladoderecho delaExpresión(1) (ºC) 909 948 831 909 1.065 948 948 948 948 870 948 1.065 831 870 1.065 948 987 987 831 870

Ladoizquierdo delaExpresión(1) (ºC): 47 54 33 47 75 54 54 54 54 40 54 75 33 40 75 54 61 61 33 40

Tiempo de mantenimiento(s): 80 600 180 600 120 120 400 890 100 600 240 600 200 260 200 200 240 120 240 200

Temperatura decalentamientomáxima (ºC): 690 680 710 690 650 680 680 680 680 700 680 650 710 700 650 680 670 670 710 700

Primer de atemperación: Tasa de alargamiento(%) 0,8 0,8 0,5 0,8 0,8 0,8 0,5 0,8 0,5 0,5 0,5 0,5 0,8 0,8 0,5 0,5 0,4 0,4 0,5 0,6

Laminación en caliente: Temperatura de enrollado(ºC) 500 450 550 500 510 520 140 510 450 500 450 480 480 490 550 500 550 520 480 490

Velocidaddeenfriamiento(ºC/s): 50 35 40 45 40 45 40 40 45 45 45 45 50 40 40 45 40 40 40 50

Temperatura de finalización (ºC): 900 910 920 890 900 910 910 920 905 915 915 915 890 895 905 920 910 905 910 910

Temperatura decalentamiento(ºC): 1.200 1.230 1.220 1.225 1.215 1.210 1.205 1.200 1.210 1.210 1.230 1.230 1.210 1.210 1.225 1.225 1.210 1.210 1.220 1.220

AceroNº: K L M N O P Q R S T

Ejemplo Experimental: K-a K-b L-a L-b M-a M-b N-a N-b O-a O-b P-a P-b Q-a Q-b R-a R-b S-a S-b T-a T-b

Ejemplo Experimental: Tasa de alargamiento del segundo de atemperación (%) Etapa de chapado Nota

A-a: 0,2 Sin chapado Acero de la invención

A-b: 0,4 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

B-a: 0,3 Sin chapado Acero de la invención

B-b: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

C-a: 0,3 Sin chapado Acero de la invención

C-b: 0,5 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

D-a: 1,5 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

D-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

E-a: 0,3 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

E-b: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

F-a: 0,4 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

F-b: 0,4 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

G-a: 0,3 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

G-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

H-a: 0,3 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

H-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

I-a: 0,3 Sin chapado Acero de la invención

I-b: 4,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

J-a: 1,8 Sin chapado Acero de la invención

J-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

K-a: 0,3 Sin chapado Acero de la invención

K-b: 0,4 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

L-a: 2,5 Sin chapado Acero de la invención

L-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

M-a: 0,3 Sin chapado Acero Comparativo

M-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

N-a: 0,3 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

N-b: 0,4 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

O-a: 0,3 Sin chapado Acero Comparativo

O-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

P-a: 0,5 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

P-b: 0,4 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

Q-a: 0,3 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

Q-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

R-a: 0,3 Sin chapado Acero Comparativo

R-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

S-a: 0,4 Sin chapado Acero Comparativo

S-b: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

T-a: 0,3 Sin chapado Acero Comparativo

T-b: 0,4 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

Recocido: Ladoderecho delaExpresión(1) (ºC) 1.026 948 1.065 519 1.065 948 1.065 948 792 1.026 948 831 1.026 948 870 1.572 1.143

Ladoizquierdo delaExpresión(1) (ºC): 68 54 75 -23 75 54 75 54 26 68 54 33 68 54 40 166 89

Tiempo de mantenimiento(s): 240 200 250 200 20 1.210 300 100 40 150 300 320 320 240 60 600 600

Temperatura decalentamientomáxima (ºC): 660 680 650 790 650 680 650 680 720 660 680 710 660 680 700 520 630

Primer de atemperación: Tasa dealargamiento(%) 0,2 0,1 0,6 0,3 0,5 1,0 0,3 0,3 0,0 0,4 0,7 0,6 0,3 0,5 0,5 0,8 2,5

Laminación en caliente: Temperatura de enrollado(ºC) 450 460 500 510 550 580 680 630 550 560 230 560 470 570 650 500 510

Velocidaddeenfriamiento(ºC/s): 40 35 40 30 35 30 35 35 40 40 45 45 40 45 45 30 35

Temperatura de finalización (ºC): 900 890 910 900 910 900 890 890 900 910 870 760 900 905 920 910 900

Temperatura decalentamiento(ºC): 1.100 1.200 1.210 1.230 1.220 1.230 1.220 1.210 1.220 1.200 1.190 1.210 1.210 1.200 1.210 1.220 1.230

AceroNº: A B

Ejemplo Experimental: A-c A-d A-e A-f A-g A-h A-i A-j A-k A-l A-m A-n A-o B-c B-d B-e B-f

Recocido: Ladoderecho delaExpresión(1) (ºC) 948 1.221 948 1.065 1.143 948 519 948 1.104 909 870 948 1.065 1.143 1.026 1.650

Ladoizquierdo de laExpresión(1) (ºC): 54 103 54 75 89 54 -23 54 82 47 40 54 75 89 68 180

Tiempo de mantenimiento(s): 1.100 60 200 630 300 150 300 30 510 240 80 310 500 800 300 300

Temperatura decalentamientomáxima (ºC): 680 610 680 650 630 680 790 680 640 690 700 680 650 630 660 500

Primer de atemperación: Tasa dealargamiento(%) 2,1 4,3 6,2 2,2 1,0 0,0 0,6 0,5 1,6 0,5 0,3 1,0 1,5 0,0 5,5 2,1

Laminación en caliente: Temperatura de enrollado(ºC) 530 550 580 520 530 200 515 530 550 530 430 490 670 350 515 530

Velocidaddeenfriamiento(ºC/s): 35 40 45 30 45 45 30 30 30 45 40 40 45 30 35 35

Temperatura de finalización (ºC): 890 920 930 910 915 920 910 915 900 895 890 905 910 915 920 890

Temperatura decalentamiento(ºC): 1.210 1.220 1.230 1.200 1.210 1.210 1.200 1.210 1.220 1.200 1.210 1.230 1.210 1.210 1.220 1.210

AceroNº: B C

Ejemplo Experimental: B-g B-h B-i B-j B-k B-l B-m B-n B-o C-c C-d C-e C-f C-g C-h C-i

Tabla 8

A-c: 0,2 Sin chapado Acero Comparativo

A-d: 0 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

A-e: 0,5 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

A-f: 0,1 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

A-g: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

A-h: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

A-i: 1 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

A-j: 1 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

A-k: 0,6 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

A-l: 2,2 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

A-m: 0 Sin chapado Acero de la invención

A-n: 0,6 Sin chapado Acero Comparativo

A-o: 0,2 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

B-c: 0,5 Sin chapado Acero de la invención

B-d: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

B-e: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

B-f: 0 Sin chapado Acero de la invención

B-g: 0,3 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

B-h: 0,5 Galvanización de baño en caliente Acero Comparativo

B-i: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

B-j: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

B-k: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

B-l: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

B-m: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

B-n: 0,3 Sin chapado Acero Comparativo

B-o: 0,3 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

C-c: 2,5 Sin chapado Acero de la invención

C-d: 0 Galvanización de baño en caliente Acero de la invención

C-e: 1,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero de la invención

C-f: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

C-g: 0,5 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

C-h: 0,8 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

C-i: 1 Galvanización de baño en caliente aleado Acero Comparativo

25

En los Ejemplos Experimentales de las Tablas 2 a 5, las láminas de acero se produjeron con el fin de clarificar las criticalidades de los intervalos de los contenidos de los componentes de las láminas de acero de la presente invención. Por lo tanto, las condiciones de producción se ajustaron para que estuvieran en los intervalos de la presente invención. Por otra parte, en los Ejemplos Experimentales de las Tablas 6 a 8, las láminas de acero se produjeron con el fin de clarificar las criticalidades de los intervalos de las condiciones de producción de la presente invención. Por lo tanto, se usaron las placas Nos. A a C de las que los contenidos de los componentes estaban en los intervalos de la presente invención.

Las propiedades de las láminas de acero producidas se evaluaron por los siguientes métodos.

(Microestructura)

De acuerdo con el método descrito en la realización, se tomaron muestras de la porción que era 1/4 del grosor de lámina (a una profundidad de 1/4 del grosor de lámina) interior desde la superficie de la lámina de acero, y después se observaron las microestructuras de las mismas. Después, se identificaron las microestructuras, y se midió la relación de área de cada estructura por un método de análisis de imágenes.

La densidad de los precipitados de Ti(C,N) y la densidad de dislocación se midieron por los métodos descritos en la realización.

(Ensayo de tracción)

se produjo un espécimen de ensayo Nº 5 descrito en JIS-Z2201, y se realizó un ensayo de tracción de acuerdo con un método de ensayo descrito en JIS-Z2241. De este modo, se midieron la resistencia a la tracción (TS), la resistencia a la deformación (tensión de deformación), y el alargamiento de la lámina de acero.

El intervalo de aceptación del alargamiento que depende del nivel de resistencia de la resistencia a la tracción se determinó por la Expresión (4) como sigue, y se evaluó el alargamiento. Específicamente, el intervalo de aceptación del alargamiento se determinó en un intervalo de igual a o más alto que el valor del lado derecho de la Expresión (4) como sigue en consideración de un equilibrio con la resistencia a la tracción.

Alargamiento [%] ≥ 30 -0,02xResistencia a la tracción [MPa]...(4)

(Dureza)

Usando el medidor de dureza MVK-E micro Vickers fabricado por Akashi Corporation, se midió la dureza de una sección transversal de la lámina de acero. Como dureza (Hvs) de la capa superficial de la lámina de acero, se midió una dureza en una porción que es 20 μm (a una profundidad de 20 μm) interior desde la superficie. Además, como dureza (Hvc) de la porción central de la lámina de acero, se midió una dureza en una porción que es 1/4 del grosor de la lámina (a una profundidad de 1/4 del grosor de la lámina) interior desde la superficie de la lámina de acero. En cada porción, la medida de la dureza se realizó tres veces, y se determinó la media de los valores medidos (valor medio de n = 3) como dureza (Hvs y Hvc). Aquí, la carga aplicada se ajustó a 50 gf.

(Resistencia a la fatiga y relación de resistencia a la fatiga)

La resistencia a la fatiga se midió usando una máquina de ensayos de fatiga por plegado de planos de tipo Schenck de acuerdo con JIS-Z2275. La carga de tensión durante la medida se ajustó a una velocidad de ensayo de tensión invertida de 30 Hz. Además, bajo las condiciones descritas anteriormente, la resistencia a la fatiga se midió en un ciclo de 107 mediante la máquina de ensayos de fatiga por plegado de planos de tipo Schenck. Después, la resistencia a la fatiga en el ciclo de 107 se dividió por la resistencia a la tracción medida por el ensayo de tracción descrito anteriormente; y de este modo, se calculó una relación de resistencia a la fatiga. El intervalo de aceptación de la relación de resistencia a la fatiga se ajustó para que estuviera en un intervalo de 0,45 o más.

(Capacidad de chapado)

La capacidad de chapado se evaluó por la presencia o ausencia de generación de porciones no chapadas y la propiedad de adhesión del chapado.

Si hubo o no una porción que no se chapó (una porción no chapada) se comprobó visualmente después del baño en caliente. Una lámina de acero donde no hubo porción que no estaba chapada se determinó como “buena (pase)”, y una lámina de acero donde hay una porción que no está chapada se determinó como “mala (fallo)”.

Además, la propiedad de adhesión del chapado se evaluó como sigue. Un espécimen tomado de la lámina de acero chapada se sometió a un ensayo de plegado en V de 60 grados, y después los especimenes sobre los que se realizó un ensayo de plegado se sometieron a un ensayo de cinta. En el caso donde un oscurecimiento del ensayo de cinta fue menos que 20%, la lámina de acero se determinó como “buena (pase)”, y en el caso donde el oscurecimiento del ensayo de cinta fue 20% o más, la lámina de acero se determinó como “mala (fallo)”.

26

imagen11

Ejemplo Experimental: Microestructura Propiedades mecánicas

Ferrita (%): Bainita (%) Martensita (%) Densidad de precipitados de Ti(C,N) (/mm3) Densidad de dislocación (/m2) Tensión de deformación (MPa) Resistencia a la tracción (MPa) Relación de deformación Resultado calculado de la Expresión (4) Alargamiento (%)

A-a: 85 15 - 2x1010 2x1013 590 640 0,92 17,2 28

A-b: 60 40 - - 2x1013 570 610 0,93 17,8 26

B-a: 30 70 - 1x1011 4x1013 760 820 0,93 13,6 15

B-b: 25 75 - - 4x1013 770 830 0,93 13,4 14

C-a: 15 85 - - 6x1013 915 1.010 0,91 9,8 11

C-b: 5 70 25 - 6x1013 950 1.020 0,93 9,6 10

D-a: 25 75 - - 4x1013 790 860 0,92 12,8 13

D-b: 20 80 - - 3x1013 770 850 0,91 13 14

E-a: 10 80 10 - 8x1013 690 840 0,82 13,2 16

E-b: 5 70 25 - 8x1013 680 830 0,82 13,4 15

F-a: 40 60 - - 5x1013 590 625 0,94 17,5 23

F-b: 45 55 - - 3x1013 570 610 0,93 17,8 22

G-a: 30 70 - - 6x1013 770 785 0,98 14,3 18

G-b: 35 65 - - 4x1013 775 790 0,98 14,2 18

H-a: 40 60 - 3x1010 8x1013 625 680 0,92 16,4 18

H-b: 30 70 - - 6x1013 610 690 0,88 16,2 19

I-a: 10 90 - - 4x1013 735 855 0,86 12,9 14

I-b: 15 85 - - 4x1013 750 840 0,89 13,2 15

J-a: 5 70 25 - 4x1013 960 995 0,96 10,1 12

J-b: 0 60 40 - 7x1013 940 990 0,95 10,2 11

Ejemplo Experimental: Microestructura Propiedades mecánicas

K-a: 30 70 - 2x1011 6x1013 810 850 0,95 13 15

K-b: 30 60 10 - 6x1013 830 860 0,97 12,8 14

L-a: 0 70 30 - 6x1013 960 1.120 0,86 7,6 9

L-b: 0 75 25 - 5x1013 950 1.090 0,87 8,2 9

M-a: 90 10 - - 2x1013 410 430 0,95 21,4 25

M-b: 95 5 - - 1x1013 420 440 0,95 21,2 24

N-a: 0 20 80 - 2x1013 890 1.170 0,76 6,6 7

N-b: 0 10 90 - 3x1013 900 1.150 0,78 7 7

O-a: 50 50 - - 4x1013 570 615 0,93 17,7 19

O-b: 65 35 - - 3x1013 560 620 0,90 17,6 18

P-a: 90 10 - - 5x1013 440 470 0,94 20,6 23

P-b: 95 5 - - 4x1013 430 460 0,93 20,8 22

Q-a: 10 80 10 - 7x1013 880 965 0,91 10,7 9

Q-b: 5 90 5 - 8x1013 890 970 0,92 10,6 8

R-a: 40 60 - - 7x1013 860 930 0,92 11,4 12

R-b: 45 55 - - 4x1013 870 940 0,93 11,2 13

S-a: 30 70 - 3x108 2x1013 580 740 0,78 15,2 19

S-b: 20 80 - - 3x1013 590 760 0,78 14,8 18

T-a: 10 90 - - 9x1013 920 990 0,93 10,2 8

T-b: 5 95 - - 9x1013 910 980 0,93 10,4 8

Tabla 11

Ejemplo Experimental: Propiedades mecánicas Propiedades de adhesión del chapado o de conversión química Nota

Dureza de la capa superficial (Hvs): Dureza de la porción central (Hvc) Relación de dureza (Hvs/Hvc) Resistencia a la fatiga (MPa) Relación de resistencia a la fatiga

A-a: 165 190 0,87 310 0,48 Buenas Acero de la invención

A-b: 160 180 0,89 300 0,49 Buenas Acero de la invención

B-a: 240 250 0,96 420 0,51 Buenas Acero de la invención

B-b: 240 260 0,92 410 0,49 Buenas Acero de la invención

C-a: 280 300 0,93 460 0,46 Buenas Acero de la invención

C-b: 290 310 0,94 470 0,46 Buenas Acero de la invención

D-a: 250 270 0,93 400 0,47 Buenas Acero de la invención

D-b: 240 260 0,92 390 0,46 Buenas Acero de la invención

E-a: 220 260 0,85 380 0,45 Buenas Acero de la invención

E-b: 215 250 0,86 380 0,46 Buenas Acero de la invención

F-a: 175 190 0,92 320 0,51 Buenas Acero de la invención

F-b: 170 180 0,94 315 0,52 Buenas Acero de la invención

G-a: 200 230 0,87 370 0,47 Buenas Acero de la invención

G-b: 210 235 0,89 390 0,49 Buenas Acero de la invención

H-a: 200 210 0,95 350 0,51 Buenas Acero de la invención

H-b: 195 215 0,91 340 0,49 Buenas Acero de la invención

I-a: 215 240 0,90 400 0,47 Buenas Acero de la invención

I-b: 220 255 0,86 390 0,46 Buenas Acero de la invención

J-a: 280 300 0,93 490 0,49 Buenas Acero de la invención

J-b: 270 290 0,93 480 0,48 Buenas Acero de la invención

K-a: 260 270 0,96 410 0,48 Buenas Acero de la invención

K-b: 240 260 0,92 420 0,49 Buenas Acero de la invención

L-a: 310 340 0,91 510 0,46 Buenas Acero de la invención

L-b: 290 330 0,88 520 0,48 Buenas Acero de la invención

M-a: 125 130 0,96 205 0,48 Buenas Insuficiente en TS Acero Comparativo

M-b: 135 140 0,96 200 0,45 Buenas Insuficiente en TS Acero Comparativo

N-a: 260 350 0,74 440 0,38 Buenas Insuficiente en relación de deformación, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

N-b: 270 340 0,79 460 0,40 Buenas Insuficiente en relación de deformación, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

O-a: 180 190 0,95 300 0,49 Malas Propiedades de conversión química deterioradas Acero Comparativo

O-b: 190 200 0,95 310 0,50 Malas Capacidad de chapado deteriorada Acero Comparativo

P-a: 130 140 0,93 230 0,49 Buenas Insuficiente en TS Acero Comparativo

P-b: 140 150 0,93 210 0,46 Buenas Insuficiente en TS Acero Comparativo

Q-a: 270 300 0,90 440 0,46 Buenas Insuficiente en alargamiento Acero Comparativo

Q-b: 260 290 0,90 450 0,46 Buenas Insuficiente en alargamiento Acero Comparativo

Tabla 12 (continuación)

R-a: 275 285 0,96 430 0,46 Malas Propiedades de conversión química deterioradas Acero Comparativo

R-b: 285 290 0,98 450 0,48 Malas Capacidad de chapado deteriorada Acero Comparativo

S-a: 175 230 0,76 290 0,39 Buenas Insuficiente en relación de deformación, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

S-b: 170 220 0,77 280 0,37 Buenas Insuficiente en relación de deformación, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

T-a: 290 300 0,97 480 0,48 Buenas Insuficiente en alargamiento Acero Comparativo

T-b: 280 290 0,97 470 0,48 Buenas Insuficiente en alargamiento Acero Comparativo

Ejemplo Experimental: Microestructura Propiedades mecánicas

A-c: 75 25 - - 2x1013 400 520 0,77 19,6 26

A-d: 75 25 - - 2x1013 570 620 0,92 17,6 23

A-e: 85 15 - 2x1011 3x1013 580 630 0,92 17,4 25

A-f: 80 20 - 5x109 1x1013 520 560 0,93 18,8 25

A-g: 90 10 - - 1x1014 510 580 0,88 18,4 25

A-h: 90 10 - - 1x1013 510 570 0,89 18,6 24

A-i: 98 2 - - 2x1013 440 530 0,83 19,4 28

A-j: 98 2 - - 2x1013 435 540 0,81 19,2 27

A-k: 90 10 - - 2x1013 560 620 0,90 17,6 26

A-l: 90 10 - - 3x1013 570 610 0,93 17,8 24

A-m: 90 10 - - 2x1013 580 625 0,93 17,5 24

A-n: 95 5 - - 2x1013 500 595 0,84 18,1 25

A-o: 80 20 - - 3x1013 570 630 0,90 17,4 24

B-c: 30 70 - - 4x1013 730 785 0,93 14,3 18

B-d: 35 65 - - 2x1013 690 760 0,91 14,8 19

B-e: 40 60 - 9x109 3x1013 700 760 0,92 14,8 18

B-f: 30 70 - - 4x1013 770 820 0,94 13,6 18

Ejemplo Experimental: Microestructura Propiedades mecánicas

B-g: 20 80 - - 2x1013 730 790 0,92 14,2 19

B-h: 30 70 - - 2x1014 720 795 0,91 14,1 18

B-i: 30 70 - - 6x1013 780 860 0,91 12,8 9

B-j: 35 65 - - 4x1013 720 810 0,89 13,8 18

B-k: 30 70 - 2x1011 6x1013 730 820 0,89 13,6 18

B-l: 30 50 20 - 4x1013 680 810 0,84 13,8 19

B-m: 35 65 - - 4x1013 600 760 0,79 14,8 20

B-n: 25 75 - - 2x1014 670 780 0,86 14,4 18

B-o: 30 70 - - 4x1013 730 810 0,90 13,8 18

C-c: 20 80 - - 8x1013 915 1.020 0,90 9,6 12

C-d: 10 90 - - 7x1013 930 1.010 0,92 9,8 11

C-e: 15 85 - - 7x1013 920 1.015 0,91 9,7 11

C-f: 50 50 - - 5x1013 760 960 0,79 10,8 14

C-g: 5 50 45 - 9x1013 910 1.020 0,89 9,6 12

C-h: 10 90 - - 9x1013 970 1.105 0,88 7,9 6

C-i: 15 85 - - 3x1014 800 965 0,83 10,7 13

A-c: 130 160 0,81 230 0,44 Buenas Insuficiente en TS, relación de deformación, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-d: 160 180 0,89 290 0,47 Buenas Acero de la invención

A-e: 170 190 0,89 300 0,48 Buenas Acero de la invención

A-f: 140 170 0,82 240 0,43 Buenas Insuficiente en TS, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-g: 150 180 0,83 230 0,40 Buenas Insuficiente en TS, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-h: 145 180 0,81 235 0,41 Buenas Insuficiente en TS, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-i: 135 165 0,82 220 0,42 Buenas Insuficiente en TS, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-j: 140 170 0,82 230 0,43 Buenas Insuficiente en TS, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-k: 150 190 0,79 260 0,42 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-l: 175 190 0,92 280 0,46 Buenas Acero de la invención

A-m: 180 190 0,95 290 0,46 Buenas Acero de la invención

A-n: 140 180 0,78 240 0,40 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

A-o: 165 185 0,89 295 0,47 Buenas Acero de la invención

Tabla 15 (continuación)

B-c: 200 230 0,87 370 0,47 Buenas Acero de la invención

B-d: 180 230 0,78 330 0,43 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-e: 180 220 0,82 330 0,43 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-f: 230 245 0,94 380 0,46 Buenas Acero de la invención

Tabla 16

B-g: 200 240 0,83 340 0,43 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-h: 190 240 0,79 330 0,42 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-i: 200 245 0,82 330 0,38 Buenas Insuficiente en alargamiento, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-j: 230 260 0,88 400 0,49 Buenas Acero de la invención

B-k: 230 255 0,90 390 0,48 Buenas Acero de la invención

B-l: 190 250 0,76 330 0,41 Buenas Insuficiente en relación de deformación, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-m: 170 230 0,74 310 0,41 Buenas Insuficiente en TS, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-n: 175 240 0,73 320 0,41 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

B-o: 225 260 0,87 390 0,48 Buenas Acero de la invención

Tabla 16 (continuación)

C-c: 270 310 0,87 470 0,46 Buenas Acero de la invención

C-d: 265 305 0,87 465 0,46 Buenas Acero de la invención

C-e: 265 305 0,87 470 0,46 Buenas Acero de la invención

C-f: 250 300 0,83 380 0,40 Buenas Insuficiente en relación de deformación, relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

C-g: 240 310 0,77 390 0,38 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

C-h: 280 340 0,82 370 0,33 Buenas Insuficiente en alargamiento, relación de dureza, y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

C-i: 230 300 0,77 360 0,37 Buenas Insuficiente en relación de dureza y relación de resistencia a la fatiga Acero Comparativo

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Claims

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