ES2644357T3

ES2644357T3 - Lámina de acero de fase dual y procedimiento para la producción de la misma

Info

Publication number: ES2644357T3
Application number: ES13842321.5T
Authority: ES
Inventors: Tatsuo Yokoi; Hiroshi Shuto; Eisaku Sakurada; Hiroyuki Okada
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-09-26
Filing date: 2013-09-26
Publication date: 2017-11-28
Anticipated expiration: 2033-09-26
Also published as: EP2896715A4; MX2015002803A; BR112015006077A2; RU2605014C2; MX353772B; US20150203949A1; EP2896715B1; KR20150038727A; BR112015006077B1; JP5610103B2; PL2896715T3; KR101658744B1; EP2896715B9; CA2882333A1; CN104685087B; WO2014051005A1; US9863026B2; EP2896715A1; RU2015112969A; IN2015DN01476A

Description

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DESCRIPCION

Lamina de acero de fase dual y procedimiento para la produccion de la misma [Campo tecnico]

La presente invencion se relaciona con una lamina de acero de fase dual compuesta de ferrita y productos de transformacion a baja temperatura y su metodo de fabricacion. La presente solicitud se basa y reivindica el beneficio de prioridad de la solicitud de patente japonesa previa n.° 2012-212783, presentada el 26 de setiembre de 2012, cuya totalidad de contenidos se incorpora a la presente por referencia.

[Antecedentes de la tecnica]

En los ultimos anos se ha promovido la reduccion de peso de diversas partes que constituyen automoviles para mejorar el consumo de combustible de un automovil. La reduccion de peso implica cosas diferentes, segun cada resultado que se requiera de las partes y, por ejemplo, para una parte de marco, se realiza una disminucion de espesor que se logra mediante el aumento de la resistencia de una lamina de acero y, para una parte de panel, se realiza una aplicacion de un metal liviano tal como una aleacion Al a una lamina de acero y similares. Sin embargo, cuando se compara con el acero, el metal liviano, tal como una aleacion Al, es costoso, de modo que se aplica principalmente a automoviles de lujo en el mundo real.

Por otra parte, la demanda de automoviles esta cambiando de los pafses desarrollados a los pafses emergentes, y de ahora en adelante se espera que se logre tanto una reduccion de peso como una reduccion de precio. Para cualquiera de las partes, se vuelve necesario lograr que el acero tenga un aumento de resistencia y una reduccion de peso, que se logra mediante la disminucion de espesor.

Las forjas y fundiciones de aluminio han resultado ventajosas para las ruedas en los vehnculos de pasajeros en cuanto al diseno. Sin embargo, si bien se utilizan recientemente productos prensados de acero para las ruedas de los vetnculos de pasajeros, al elaborar materiales y metodos, estan apareciendo productos que tienen un diseno equivalente al de una rueda de aluminio.

Particularmente, ademas de la excelente resistencia a la fatiga y resistencia a la corrosion que se han necesitado hasta ahora en los discos de rueda que ve el usuario final, tambien se requieren el diseno y el atractivo equivalente a los de una rueda de aluminio en una rueda de acero. De manera similar, tambien en una lamina de acero para disco de rueda, se necesita una mejora en la capacidad de trabajo para mejorar el diseno como una parte y una mejora en la propiedad de la superficie para asegurar el atractivo, ademas del aumento de resistencia que logra la disminucion de espesor y la resistencia a la fatiga y la resistencia a la corrosion que se han requerido hasta ahora.

De las propiedades que se han requerido hasta ahora en la lamina de acero para disco de rueda, la viabilidad en protuberancia, la embutilidad y la resistencia a la fatiga se han considerado particularmente importantes. Esto se debe a que el trabajo de una parte de cobertura es diffcil entre las etapas de formacion del disco de rueda y la resistencia a la fatiga se maneja mediante el estandar mas estricto entre las propiedades de los miembros de la rueda.

Actualmente, para enfatizar la resistencia a la fatiga de un miembro como una lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia para una rueda de disco, se utilizaron laminas de acero de fase dual de ferrita-martensita de un grado de 590 MPa, excelentes en la propiedad de fatiga (que se denomina acero de fase dual). Sin embargo, el nivel de resistencia necesario en estas laminas de acero aumenta a un grado de 780 MPa de un grado de 590 MPa y la resistencia tiende a aumentar mas.

En el documento no relacionado con patente 1, se describio un metodo para asegurar la dilatacion uniforme, incluso con la misma resistencia al transformar una microestructura de una lamina de acero en una estructura compuesta, tal como un acero de fase dual compuesto de ferrita y martensita (que en adelante se describira como acero DP).

Por otra parte, se conoce que el acero DP tiene una capacidad de deformacion local, tipificada por formacion de plegados, expansion de orificios y formacion de rebabas, que es baja. Esto se debe a que la diferencia de resistencia entre la ferrita y la martensita es grande, de modo que se da una gran concentracion de deformacion y esfuerzo en la ferrita cerca de la martensita con la formacion y se da un quiebre.

Con base en este descubrimiento, se ha desarrollado una lamina de acero de alta resistencia cuya proporcion de expansion de orificio aumenta por la disminucion de la diferencia de resistencia entre las estructuras. En el documento de patente 1, se propone una lamina de acero en la cual la resistencia es asegurada mediante la aplicacion de bainita o ferrita baimtica como su fase principal para mejorar ampliamente la capacidad de expansion de orificios. El acero se disena para estar compuesto de una estructura simple y de este modo se impide que suceda la concentracion de deformacion y esfuerzo que se describio anteriormente y puede obtenerse una proporcion alta de expansion de orificios.

Sin embargo, se disena el acero para que este compuesto de una estructura simple de bainita o ferrita baimtica y de

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este modo se deteriora la capacidad de dilatacion enormemente y no se puede conseguir el logro de dilatacion y capacidad de expansion de orificios.

Ademas, en los ultimos anos, se han propuesto laminas de acero de resistencia elevada en las cuales se utiliza una ferrita excelente en cuanto a dilatacion como estructura de un acero de estructura simple y se logra un aumento de resistencia mediante el uso de un carburo de Ti, Mo o similares (por ejemplo, los documentos de patente 2 a 4).

Sin embargo, la lamina de acero que se propone en el documento de patente 2 contiene una gran cantidad de Mo. La lamina de acero que se propone en el documento de patente 3 contiene una gran cantidad de V. Ademas, la lamina de acero que se propone en el documento de patente 4 necesita enfriarse en el medio del laminado para hacer que los granos cristalinos sean finos. Por lo tanto, existe un problema ya que aumenta el costo de la aleacion y el costo de la fabricacion. Ademas, incluso en esta lamina de acero, la propia ferrita tiene un aumento grande de resistencia y por tanto se deteriora la capacidad de dilatacion. La dilatacion del acero de estructura simple compuesto de bainita o ferrita baimtica es excelente pero el balance entre dilatacion-capacidad de expansion de orificios no necesariamente es suficiente.

Ademas, en el documento de patente 5, se propuso una lamina de acero de fase dual en la cual se utiliza bainita en un acero DP en lugar de la martensita y la diferencia de resistencia entre las estructuras de ferrita y bainita disminuye, lo que de este modo aumenta la capacidad de expansion de orificios.

Sin embargo, como resultado de que se aumentara una proporcion de area de la estructura de bainita para asegurar la resistencia, se deterioro la dilatacion y el balance de dilatacion-capacidad de expansion de orificios no fue suficiente.

Ademas, en los documentos de patente 7 a 9, tambien se propuso laminas de acero en las cuales se aumenta la resistencia de la ferrita por precipitacion en un acero DP y de este modo disminuye una diferencia de resistencia entre la ferrita y la estructura dura.

Sin embargo, en esta tecnica, Mo es un elemento esencial que genera el problema del aumento en el costo de fabricacion. Ademas, si bien se aumenta la resistencia de la ferrita por precipitacion, la diferencia de resistencia entre la ferrita y la martensita, que es una estructura dura, es grande, lo que resulta en que no se obtenga un efecto de mejora en la alta capacidad de expansion de orificios.

Por otra parte, para transformar una microestructura en una fase dual de ferrita y martensita, frecuentemente se agrega Si a estos aceros DP con el fin de promover la transformacion de ferrita. Sin embargo, cuando contiene Si, se genera un patron de cascarilla tipo raya de tigre llamada cascarilla roja (cascarillas de Si) en la superficie de la lamina de acero, de modo que es diffcil aplicar el acero DP a las diversas laminas de acero utilizadas para los discos de ruedas de gran nivel de diseno de las que se requiere un atractivo.

En el documento de patente 10 se describe una tecnica que se relaciona con una lamina de acero capaz de obtener un excelente balance entre la dilatacion y la capacidad de expansion de orificios mediante el control de una fraccion de martensita en un acero DP de 3 a 10% en una lamina de acero de un grado de 780 MPa o mayor. Sin embargo, se agrega 0,5% o mas de Si, lo que de este modo dificulta que se evite el patron de cascarillas de Si, por lo que es diffcil aplicar la tecnica a las diversas laminas de acero utilizadas para los discos de ruedas de gran nivel de diseno que deben tener un atractivo.

Con respecto a este problema, se ha descrito una tecnica de una lamina de acero laminada en caliente con gran tension, capaz de eliminar la aparicion de las cascarillas rojas mediante la eliminacion de la cantidad agregada de Si a 0,3% o menos y que obtiene adicionalmente una resistencia elevada y una excelente capacidad de adaptacion a la expansion al agregar Mo y volver los precipitados finos (por ejemplo, documentos de patente 11 y 12).

Sin embargo, en las laminas de acero a las que se aplico la tecnica descrita anteriormente en los documentos de patente 11 y 12, la cantidad agregada de Si es aproximadamente 0,3% o menos, pero es diffcil eliminar lo suficiente la aparicion de las cascarillas rojas y el agregado adicional de 0,07% o mas de Mo, que es un elemento de aleacion costoso, es esencial, de modo que existe un problema ya que el costo de fabricacion es elevado.

Ademas, en el documento de patente 13, se describio una tecnica para evitar la aparicion de las cascarillas rojas al definir el ffmite superior del contenido de Si. Sin embargo, no existe descripcion tecnica en cuanto a la propiedad de fatiga por entalla.

Ademas, en el documento de patente 14, se describio una tecnica para mejorar una propiedad de fatiga de ciclo bajo mediante la adicion de Al. Sin embargo, no existe descripcion tecnica sobre la propiedad de fatiga por entalla como propiedad de fatiga en condiciones de esfuerzo.

[Documentos de la tecnica anterior]

[Documentos de patente]

Documento de patente 1: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2003-193190

Documento de patente 2: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2003-089848

Documento de patente 3: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2007-063668

Documento de patente 4: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2004-143518

Documento de patente 5: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2004-204326

5 Documento de patente 6: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2007-302918 Documento de patente 7: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2003-321737

Documento de patente 8: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2003-321738

Documento de patente 9: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2003-321739

Documento de patente 10: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2011-184788 10 Documento de patente 11: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2002-322540 Documento de patente 12: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2002-322541 Documento de patente 13: Publicacion de patente japonesa n.° 2007-082567

Documento de patente 14: Publicacion de patente japonesa abierta a inspeccion publica n.° 2010-150581

El documento de patente estadounidense US 5 759 297 A describe una lamina de acero de fase dual que tiene una 15 fase principal de ferrita y mas de 10% de martensita.

[Documento no relacionado con patente]

Documento no relacionado con patente 1: O.Matsumura et al,Trans. ISIJ(1987) vol. 27, p. 570 [Descripcion de la invencion]

[Problemas que debe resolver la invencion]

20 La presente invencion tiene por objeto proporcionar una lamina de acero de fase dual de resistencia elevada y viabilidad de eliminacion de rebabas elevada, que tiene una resistencia a la tension de 540 MPa o mayor y que tiene una excelente propiedad de superficie y propiedad de fatiga por entalla, y un metodo de fabricacion de la misma.

[Medios para resolver los problemas]

Los presentes inventores repitieron examenes formales sobre la relacion entre una constitucion estructural de un 25 acero de fase dual que tiene una ductilidad elevada, asf como una resistencia elevada y dilatacion uniforme, viabilidad de eliminacion de rebabas y una propiedad de fatiga por entalla basandose en la premisa de un componente de acero que no contenga Si con el fin de evitar un patron de cascarillas de Si. Como resultado, se encontro un metodo de equilibrar la dilatacion uniforme, la viabilidad de eliminacion de rebabas y la propiedad de fatiga por entalla en un nivel elevado mediante el control de un componente de acero, un estado de dispersion, una 30 forma, un tamano y una nanodureza de un producto de transformacion a baja temperatura que constituyen una segunda fase. Es decir, como sustituto para Si, se agrego Al adecuadamente para evitar un patron de cascarillas de Si, y se promovio la fabricacion de un compuesto de estructura en el cual se establece la ferrita poligonal como fase principal y se establece un producto de transformacion a baja temperatura como segunda fase. Ademas, se extrajeron los intervalos optimos de una fraccion, un tamano y similares del producto de transformacion a baja 35 temperatura que podnan lograr la dilatacion, la viabilidad de eliminacion de rebabas y la propiedad de fatiga por entalla. Ademas, se clarifico que al disenar no solo el componente de acero sino tambien un metodo de laminado en caliente, estos intervalos optimos se pueden obtener en forma repetida. La presente invencion se llevo a cabo basandose en tales descubrimientos y la esencia de la misma es tal como a continuacion.

1. Una lamina de acero de fase dual que tiene una resistencia a la tension de 540 MPa o mayor, que consiste en % 40 en masa,

C: 0,01 a 0,1%;

Mn: 0,2 a 3%;

Al: 0,04 a 1,5%;

Ti: 0,015 a 0,2%;

45 Si: 0 a 0,5%;

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Nb: 0 a 0,06%;

Cu: 0 a 1,2%;

Ni: 0 a 0,6%;

Mo: 0 a 1%;

V: 0 a 0,2%;

Cr: 0 a 2%;

W: 0 a 0,5%;

Mg: 0 a 0,01%;

Ca:0 a 0,01%;

REM: 0 a 0,1%;

B: 0 a 0,002%;

P: 0,01% o menos;

S: 0,005% o menos;

N: 0,01% o menos, en los cuales

[Ti] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S] > 0% se cumple y

cuando se establece Ex.C (%) = [C] -12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]},

0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 se cumple, donde la fraccion de area de la segunda fase se establece a fsd (%), y un balance que se compone de Fe e impurezas, donde

en la posicion de 1/4 de espesor de un espesor de lamina, una microestructura es una fase dual con su fase principal compuesta de ferrita poligonal reforzada por precipitacion mediante carburo de Ti y su segunda fase se encuentra compuesta de 1 a 10% en fraccion de area (fsd (%)) de productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma plural, y

un diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura es de 3 a 15 pm y un valor promedio de una distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es de 10 a 20 pm.

2. La lamina de acero de fase dual segun el item 1, que comprende:

% en masa,

Si: 0,02% a 0,5%.

3. La lamina de acero de fase dual segun el item 1 o 2, que comprende: uno o dos, o mas de

% en masa,

Nb: 0,005 a 0,06%;

Cu: 0,02 a 1,2%;

Ni: 0,01 a 0,6%;

Mo: 0,01 a 1%;

V: 0,01 a 0,2%;

Cr: 0,01 a 2%; y W: 0,01 a 0,5%.

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4. La lamina de acero de fase dual segun cualquiera de los ttems 1 a 3, que comprende: uno o dos, o mas de % en masa,

Mg: 0,0005 a 0,01%;

Ca: 0,0005 a 0,01%; y REM: 0,0005 a 0,1%.

5. La lamina de acero de fase dual segun cualquiera de los items 1 a 4, que comprende:

% en masa,

B: 0,0002 a 0,002%.

6. La lamina de acero de fase dual segun cualquiera de los items 1 a 5, donde la galvanizacion se lleva a cabo en su superficie.

7. Un metodo de fabricacion de una lamina de acero de fase dual segun cualquiera de los items 1 a 6 que comprende:

sobre un planchon que consiste en:

% en masa,

C: 0,01 a 0,1%;

Mn: 0,2 a 3%;

Al: 0,04 a 1,5%;

Ti: 0,015 a 0,2%;

Si: 0 a 0,5%;

Nb: 0 a 0,06%;

Cu: 0 a 1,2%;

Ni: 0 a 0,6%;

Mo:0 a 1%;

V: 0 a 0,2%;

Cr: 0 a 2%;

W: 0 a 0,5%;

Mg: 0 a 0,01%;

Ca:0 a 0,01%;

REM: 0 a 0,1%;

B: 0 a 0,002%;

P: 0,01% o menos;

S: 0,005% o menos;

N: 0,01% o menos,

en los cuales [Ti] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S] > 0% se cumple y cuando Ex.C (%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]} se establece, 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 se cumple, y

un balance que se compone de Fe e impurezas, al llevar a cabo el calentamiento a una temperatura SRTmin (°C) o mayor, que se define por la Expresion (1) mas adelante, y luego en laminado en caliente, al llevar a cabo un laminado en bruto a una proporcion de reduccion de 20% o mas en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C durante al menos una pasada, donde la proporcion de reduccion total del laminado en bruto no es menor que 60% ni mayor que 90%, y luego al iniciar el laminado de acabado en 150 segundos en una zona de temperatura de 1000°C o mas y menor que 1080°C, y al completar el laminado de acabado con la proporcion de reduccion total para multiples pasadas no menor que 75% ni mayor que 95% en una zona de temperatura no menor

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que una temperature de punto de transformacion Ar3 + 50°C ni mayor que 1000°C; y

en 3 segundos, al llevar a cabo el enfriamiento a menos que la temperature de punto de transformacion Ar3 a una tasa de enfriamiento promedio de 15°C/seg o mas, y luego al llevar a cabo el enfriamiento a una zona de temperature mayor que 600°C a una tasa de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un penodo de tiempo de 1 segundo o mas y menos que 100 segundos, y luego al llevar a cabo el enfriamiento a una zona de temperatura de 350°C o menos a una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o mas y al llevar a cabo el bobinado;

SRTmin = 10780/(5,13 - log([Ti] x [C])} -273 Expresion (1).

8. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun el item 7, que comprende ademas:

en el laminado en caliente, llevar a cabo el laminado en bruto a una proporcion de reduccion de 20% o mas en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C para las multiples pasadas.

9. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun el item 7 u 8, que ademas comprende: llevar a cabo el enfriamiento a una zona de temperatura de 100°C o menos y llevar a cabo un bobinado.

10. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun cualquiera de los items 7 a 9, donde llevar a cabo el enfriamiento a la zona de temperatura mayor que 600°C a una tasa de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un penodo de tiempo de 1 segundo o mas y menos que 100 segundos, de modo que, cuando se expresa una longitud de difusion acumulativa total Ltotal de Ti en ferrita mediante la Expresion (3) mas adelante al sumar una longitud de difusion L de Ti en ferrita expresada mediante la Expresion (2) mas adelante durante un tiempo muy breve At/seg de una temperatura de terminacion de enfriamiento hasta el bobinado, 0,15 < Ltotal < 0,5 se cumpla;

L = VD(T + 273)t Expresion (2)

Ltotal = lV(D(T + 273)At) Expresion (3)

Aqrn, D(T + 273) es un coeficiente de difusion en volumen a T °C; t es un penodo de tiempo de difusion; D(T) se expresa mediante la Expresion (4) mas adelante utilizando un coeficiente de difusion D0 de Ti, una energfa de activacion Q y una constante de gas R;

D(T) = D0 x Exp(-Q/R(T + 273)) Expresion (4)

11. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun cualquiera de los items 7 a 10, donde

en el desarrollo del enfriamiento a la zona de temperatura mayor que 600°C a una tasa de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un penodo de tiempo de 1 segundo o mas y menos que 100 segundos, se sumerge una lamina de acero en un bano de galvanizacion para galvanizar su superficie.

12. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun el item 11, que comprende ademas:

en una lamina de acero de fase dual galvanizada, llevar a cabo un tratamiento de aleacion en un intervalo de temperatura de 450 a 600°C.

[Efecto de la invencion]

Segun la presente invencion, es posible obtener una lamina de acero de fase dual con resistencia elevada, cuya dilatacion uniforme, viabilidad de eliminacion de rebabas y propiedad de fatiga por entalla son excelentes, y que ademas tambien es excelente en la propiedad de superficie asf como tambien tiene una resistencia a la tension de 540 MPa o mayor y su contribucion industrial es extremadamente significativa.

[Breve descripcion de los dibujos]

[FIG. 1] La FIG. 1 es una vista que muestra una pieza de prueba de fatiga por entalla.

[Modo de llevar a cabo la invencion]

Una lamina de acero de fase dual es una lamina de acero en la cual los productos de transformacion a baja temperatura duros tipificados por martensita se dispersan en ferrita suave y se logra la dilatacion uniforme elevada asf como una resistencia elevada. Sin embargo, al momento de la deformacion, se da una concentracion de deformacion y esfuerzo generada por una diferencia de resistencia entre la ferrita y la martensita, y es posible que se genere que se expandan los vacfos que causan una fractura ductil, de modo que por lo general la capacidad de deformacion local que se relaciona con la viabilidad de eliminacion de rebabas es bastante baja.

Por otra parte, con respecto a una propiedad de fatiga por entalla para evaluar una propiedad de fatiga en condiciones de esfuerzo, se sabe que la mayona de la vida util de la fractura deriva de la propagacion de una grieta

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por fatiga. En el acero de fase dual en el cual los productos de transformacion a baja temperatura duros tipificados por martensita se encuentran dispersos en ferrita suave, es concebible que cuando se propaga una grieta por fatiga por la ferrita suave, el producto de transformacion a baja temperatura duro se vuelve un obstaculo para la propagacion de la grieta por fatiga, la velocidad de propagacion disminuye y mejor la propiedad de fatiga por entalla.

Sin embargo, no se llevan a cabo examenes detallados sobre la fraccion, el tamano y similares del producto de transformacion a baja temperatura en la lamina de acero de fase dual, ni del comportamiento de extension de los vados que generan la fractura ductil, ni de la velocidad de propagacion de una grieta por fatiga. La microestructura optima capaz de lograr la mejora en la capacidad de deformacion local que se relaciona con la viabilidad de eliminacion de rebabas de la lamina de acero de fase dual y la disminucion de la velocidad de propagacion de una grieta por fatiga no necesariamente es definitiva.

Ademas, los componentes y un metodo de fabricacion de una lamina de acero capaces de cumplir con evitar un patron de cascarillas de Si relacionado con una propiedad de superficie de una lamina de acero con el fin de lograr el diseno y el atractivo equivalentes a los de una rueda de aluminio con una rueda de acero, la seguridad de la resistencia a la corrosion poscobertura, la viabilidad de eliminacion de rebabas y la propiedad de fatiga por entalla no necesariamente son definitivos.

Por tanto, los presentes inventores repitieron examenes formales sobre la relacion entre una constitucion estructural de un acero de fase dual que tiene una ductilidad elevada, asf como una resistencia elevada y dilatacion uniforme, viabilidad de eliminacion de rebabas y una propiedad de fatiga por entalla basandose en la premisa de un componente de acero que no contenga Si, con el fin de evitar un patron de cascarillas de Si. Como resultado, se encontro un metodo para equilibrar la dilatacion uniforme, la viabilidad de eliminacion de rebabas y la propiedad de fatiga por entalla en un nivel elevado mediante el control del componente de acero, el estado de dispersion, la forma, el tamano y la nanodureza del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase.

Concretamente, se controlo el contenido de Si a 0,5% o menos, para evitar de este modo el patron de cascarillas de Si. Ademas, para lograr llevar la fraccion de area de la segunda fase (fsd (%)), el tamano y similares del producto de transformacion a baja temperatura a los intervalos adecuados, se controlo la cantidad de Ex.C en un intervalo que cumpliera 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 (donde Ex.C (%) = [C] -12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x

[S]}, en la presente). Ademas, en la posicion de 1/4 de espesor de un espesor de lamina, se establecio una

microestructura en una fase dual, con su fase principal compuesta de ferrita poligonal reforzada por precipitacion mediante carburo de Ti y su segunda fase compuesta de 1 a 10% en la fraccion de area (fsd (%)) de los productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma plural. Luego, se establecio un diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura antemencionado de 3 a 15 pm, y se establecio un valor promedio de una distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura de 10 a 20 pm. Como resultado, fue claro que es posible equilibrar la dilatacion uniforme, la viabilidad de eliminacion de rebabas y la propiedad de fatiga por entalla en un alto nivel.

A modo de metodo de prueba mediante el cual se ve claramente la diferencia de viabilidad de eliminacion de

rebabas, se propuso una prueba de expansion de orificios. Se utilizo ampliamente un valor de expansion de orificios obtenido mediante esta prueba como mdice para evaluar la capacidad de deformacion local relacionada con la viabilidad de eliminacion de rebabas. La aparicion y el avance de una grieta en la expansion de orificios son provocadas por la fractura ductil con la generacion, la expansion y la conexion de vados como etapas elementales. En una estructura que tiene una gran diferencia de resistencia como es la lamina de acero de fase dual, se da una concentracion elevada de deformacion y esfuerzo debido a los productos de transformacion a baja temperatura duros, de modo que los vados se expanden facilmente y el valor de expansion de orificios es bajo.

Sin embargo, cuando se examino detalladamente la relacion entre la estructura y la generacion y el comportamiento de expansion de vados y la relacion entre estos y la capacidad de expansion de orificios, fue claro que segun el estado de dispersion del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura, en ocasiones se retrasan la generacion, la expansion y la conexion de los vados, para hacer posible por tanto la obtencion de un excelente valor de expansion de orificios.

Concretamente, cuando el area de fraccion fsd de los productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma de isla es 10% o menos, el diametro de cristal promedio es 15 pm o menos y el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es 20 pm o menos, se retrasan la generacion, la expansion y la conexion de los vados para hacer posible por tanto la obtencion de un excelente valor de expansion de orificios.

Esto se debe a que cuando los productos de transformacion a baja temperatura son pequenos y la cantidad por volumen unitario disminuye, los productos de transformacion a baja temperatura, que son sitios de aparicion de vados, o las cercamas de lfmites entre la ferrita y los productos de transformacion a baja temperatura disminuyen y los respectivos intervalos entre los productos de transformacion a baja temperatura aumentan, y de este modo los vados no se conectan facilmente y se elimina la expansion de vados. Ademas, la dureza del producto de transformacion a baja temperatura se encuentra limitada a un intervalo determinado y de este modo es posible evitar

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la aparicion local de vados, que constituyen una etapa inicial de deformacion, y se elimina la expansion no uniforme de los vados.

Por otra parte, la propiedad de fatiga por entalla se puede mejorar mediante la dispersion del producto de transformacion a baja temperatura duro y la disminucion de la velocidad de propagacion de una grieta por fatiga. En el caso del acero de fase dual, se sabe que la velocidad de propagacion de una grieta por fatiga cambia segun el estado de dispersion del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura y se exhibe el efecto mediante la optimizacion del estado de dispersion.

Concretamente, siempre que el area de fraccion fsd de los productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma de isla sea 1% o mas, el diametro de cristal promedio sea 3 pm o mas y el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura sea 10 pm o mas, una grieta por fatiga que pasa por la ferrita suave permanece o se desvfa del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura, y por tanto disminuye la velocidad de propagacion de la grieta por fatiga y se mejora la resistencia a la fatiga por entalla.

Ademas, siempre que los productos de transformacion a baja temperatura que constituyen una segunda fase tengan un diametro de cristal promedio de 3 a 15 pm y tengan el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre estos de 10 a 20 pm, y se encuentran en un estado disperso en forma de isla en una fraccion de area de 1 a 10%, es posible obtener una excelente dilatacion uniforme que exhibe el acero de fase dual.

En lo que antecede, se explicaron en principio las caractensticas de la presente invencion y a continuacion se explicaran los requisitos que definen la presente invencion y los requisitos preferibles en forma secuencial. En primer lugar, se explicaran detalladamente los componentes de la presente invencion. Adicionalmente, con respecto al componente, % significa % en masa.

C: 0,01 a 0,1%

C es uno de los elementos importantes en la presente invencion. C no solamente forma productos de transformacion a baja temperatura para contribuir a la resistencia mediante el refuerzo de la estructura, sino que tambien forma precipitados con Ti para contribuir a la resistencia mediante refuerzo por precipitacion. Sin embargo, cuando C es menor que 0,01%, no es posible obtener estos efectos para asegurar la resistencia de 540 MPa o mayor. Cuando hay mas que 0,1% de C, aumenta una proporcion de area del producto de transformacion a baja temperatura, que constituye una segunda fase dura, y disminuye la capacidad de expansion de orificios. Por tanto, el contenido de C se establece de 0,01% a 0,1%.

Ademas, siempre que 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 (Ex.C (%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]}) se cumpla, con la condicion de que la fraccion de area de la segunda fase se establezca en fsd (%), el estado de dispersion, la dureza y similares del producto de transformacion a baja temperatura, que constituye una segunda fase dura, se optimizan, se retrasan la generacion, la expansion y la conexion de los vados, es posible obtener un excelente valor de expansion de orificios y el inicio de una grieta por fatiga se mantiene o se desvfa y de este modo se disminuye la velocidad de propagacion de la grieta por fatiga y es posible obtener una excelente resistencia a la fatiga por entalla. Adicionalmente, en la expresion que expresa Ex.C (%), [C] es el contenido de C (% en masa), [Ti] es el contenido de Ti (% en masa), [Nb] es el contenido de Nb (% en masa), [N] es el contenido de N (% en masa) y [S] es el contenido de S (% en masa).

Mn: 0,2 a 3%

Mn no solo es un elemento implicado en el refuerzo de la ferrita, sino que tambien es un elemento que expande una temperatura de region de austenita a un lado de baja temperatura para expandir una zona de temperatura de region de dos fases de la ferrita y la austenita con un aumento en su contenido. Para obtener el acero de fase dual de la presente invencion, es necesario promover la separacion de dos fases de la ferrita y la austenita durante el enfriamiento luego del laminado de acabado. Para obtener el efecto, es necesario que haya 0,2% o mas de Mn. Por otra parte, cuando hay un exceso de Mn de 3%, sucede un quiebre considerable de planchones durante la colada, de modo que se establece el contenido en 3% o menos.

Ademas, cuando hay mas que 2,5% de Mn, la capacidad de endurecerse aumenta demasiado, lo que tiene como resultado que no se pueda obtener una microestructura prevista mediante un metodo comun. Para obtener la microestructura prevista, es necesario el enfriamiento por aire y el mantenimiento durante un tiempo prolongado para precipitar la ferrita durante el enfriamiento luego del laminado de acabado y disminuye la productividad, de modo que el contenido deseable es 2,5% o menos. Adicionalmente, es deseable que sea 2,2% o menos. Ademas, cuando no se agregan en cantidad suficiente otros elementos distintos a Mn con el fin de eliminar la aparicion del agrietamiento en caliente generado por S, de manera deseable se encuentra presente la cantidad de Mn que hace que el contenido de Mn ([Mn]) y el contenido de S ([S]) cumplan [Mn]/[S] > 20 en% en masa.

Al: 0,04 a 1,5%

Al se relaciona con la generacion de ferrita de una forma similar a Si, que es uno de los elementos importantes en la

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presente invencion, asf como un elemento desoxidante. Al tambien es un elemento que, al aumentar su contenido, expande una temperature de region de ferrita a un lado de alta temperature para expandir una zona de temperatura de region de dos fases de ferrita y austenita, de modo que se encuentra contenido en forma activa como sustituto de Si en la presente invencion. Para obtener el efecto, es necesario que haya 0,04% o mas de Al, pero cuando hay un exceso de 1,5%, se expande demasiado la temperatura de region de ferrita al lado de alta temperatura, lo que dificulta de este modo que se complete el laminado de acabado en una region de austenita, y la ferrita trabajada permanece en una lamina de producto, y se deteriora la ductilidad. Por lo tanto, el contenido de Al se establece a no menos que 0,04% ni mas que 1,5%. Ademas, cuando el contenido de Al es mayor que 1%, se genera un riesgo de que aumenten las inclusiones no metalicas, tales como alumina, lo que deteriora la ductilidad local, de modo que es deseable un 1% o menos.

Ti: 0,015 a 0,2%

Ti es uno de los elementos mas importantes en la presente invencion. De forma simultanea con el progreso de la transformacion de ferrita durante el enfriamiento posterior a la terminacion del laminado en caliente, el resto de Ti, luego de precipitarse como TiN en una region de austenita durante el laminado en caliente, se precipita excelentemente como carburo, tal como TiC, para reforzar por precipitacion los granos de ferrita del acero de fase dual de la presente invencion, lo que mejora de este modo la resistencia. Para obtener este efecto, es necesario que haya un contenido de Ti de 0,015% o mas y cumpla [Ti] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S] > 0%.

Por otra parte, incluso cuando hay un contenido mayor que 0,2% de Ti, estos efectos son saturados. Ademas, se establece 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 (Ex.C (%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]}) con la condicion de que la fraccion de area de la segunda fase se establezca como fsd (%), y de este modo se optimizan el estado de dispersion, la dureza y similares del producto de transformacion a baja temperatura, que constituye una segunda fase dura, se retrasan la generacion, la expansion y la conexion de los vados y es posible obtener un excelente valor de expansion de orificios. Ademas, el inicio de una grieta por fatiga se mantiene en el producto de transformacion a baja temperatura o se desvfa del producto de transformacion a baja temperatura y de este modo disminuye la velocidad de propagacion de la grieta por fatiga y es posible obtener una excelente resistencia a la fatiga por entalla. Ademas, cuando el contenido de Ti es mayor que 0,15%, se genera un riesgo de que posiblemente se obstruya una boquilla de artesa al momento de colar, de modo que es deseable un 0,15% o menos.

El acero utilizado para la lamina de acero de la presente invencion contiene los elementos antemencionados como componentes esenciales y ademas tambien puede contener Si, Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr, W, Mg, Ca, REM y B, segun se necesite. Estos respectivos elementos se describiran mas adelante.

Si: 0 a 0,5%

En la presente invencion, Si no es esencial. Si se relaciona con la generacion de ferrita asf como tambien es un elemento desoxidante, y es un elemento que al aumentar su contenido expande una temperatura de region de ferrita a un lado de alta temperatura para expandir una zona de temperatura de region de dos fases de ferrita y austenita. Para obtener el acero de fase dual de la presente invencion, es deseable que originalmente haya Si. Sin embargo, es notorio que Si genera un patron de cascarillas de Si tipo raya de tigre en la superficie de la lamina de acero, lo que deteriora la propiedad de la superficie significativamente. Ademas, a veces se da un caso en el cual la productividad de una etapa de eliminacion de cascarillas (decapado y similares) disminuye extraordinariamente en una lmea de ajuste precisa.

Cuando hay un contenido de Si mayor que 0,07%, el patron de cascarillas de Si comienza a verse en distintas partes en la superficie de la lamina de acero. Cuando es mayor que 0,5%, la propiedad de la superficie se deteriora significativamente y la productividad de una etapa de decapado se deteriora extraordinariamente. Si bien se lleva a cabo todo metodo de eliminacion de cascarillas, se deteriora la propiedad de tratamiento de conversion y disminuye la resistencia a la corrosion poscobertura. Por tanto, el contenido de Si se establece en 0,5% o menos.

Por otra parte, Si es un elemento que tiene un efecto de eliminacion de la aparicion de defectos a base de cascarillas, tales como cascarillas y cascarillas ahusadas, y cuando hay un contenido de 0,02% o mas, es posible obtener el efecto. Sin embargo, si bien hay un contenido de Si en exceso de 0,1%, se satura el efecto y adicionalmente se deteriora la propiedad de tratamiento de conversion y disminuye la resistencia a la corrosion poscobertura. Por tanto, cuando contiene Si, el contenido de Si se establece a no menos que 0,02% ni mas que 0,5% y resulta deseable 0,1% o menos. Ademas, para lograr que los patrones de cascarillas de Si sean cero, es deseable que el contenido de Si sea 0,07% o menos. Sin embargo, los defectos basados en cascarillas, tales como cascarillas y cascarillas ahusadas, son de grado variable segun las necesidades y Si tambien puede ser menor que 0,02%. Un componente de acero que no contiene Si tambien se encuentra en el alcance de la presente invencion.

Uno o dos o mas de Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W

En la presente invencion, Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W no son esenciales. Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W son elementos eficaces para la mejora de la resistencia de la lamina de acero mediante refuerzo por precipitacion o refuerzo por solucion solida. Por lo tanto, uno o dos o mas de Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W se encuentran presentes segun se

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necesite. Cuando el contenido de Nb es menor que 0,005%, el contenido de Cu es menor que 0,02%, el contenido de Ni es menor que 0,01%, el contenido de Mo es menor que 0,01%, el contenido de V es menor que 0,01%, el contenido de Cr es menor que 0,01% y el contenido de W es menor que 0,01%, no es posible conseguir el efecto antemencionado en una cantidad suficiente. Ademas, incluso cuando se agrega a cada uno y el contenido de Nb es mayor que 0,06%, el contenido de Cu es mayor que 1,2%, el contenido de Ni es mayor que 0,6%, el contenido de Mo es mayor que 1%, el contenido de V es mayor que 0,2%, el contenido de Cr es mayor que 2% y el contenido de W es mayor que 0,5%, el efecto antemencionado se satura y disminuye la rentabilidad.

Por tanto, cuando estos se encuentran presentes segun se necesite, es deseable que el contenido de Nb no sea menor que 0,005% ni mayor que 0,06%, es deseable que el contenido de Cu no sea menor que 0,02% ni mayor que 1,2%, es deseable que el contenido de Ni no sea menor que 0,01% ni mayor que 0,6%, es deseable que el contenido de Mo no sea menor que 0,01% ni mayor que 1%, es deseable que el contenido de V no sea menor que 0,01% ni mayor que 0,2%, es deseable que el contenido de Cr no sea menor que 0,01% ni mayor que 2% y es deseable que el contenido de W no sea menor que 0,01% ni mayor que 0,5%.

Uno o dos o mas de Mg, Ca y REM

En la presente invencion, Mg, Ca y REM no son esenciales. Mg, Ca y REM (elemento de tierras raras) son elementos que controlan una forma de una inclusion no metalica, que es un punto de partida de la fractura y genera el deterioro de la viabilidad, y mejora la viabilidad. Por lo tanto, uno o dos o mas de Mg, Ca y REM se encuentran presentes, segun se necesite. Incluso cuando hay menos que 0,0005% de cada uno de Ca, REM y Mg, no se exhibe el efecto antemencionado. Ademas, incluso cuando se establece el contenido de Mg como mayor que 0,01%, se establece el contenido de Ca como mayor que 0,01% y se establece el contenido de REM como mayor que 0,1%, se satura el efecto antemencionado y disminuye la eficiencia economica.

Por tanto, cuando estos se encuentran presentes segun se necesite, es deseable que el contenido de Mg no sea menor que 0,0005% ni mayor que 0,01%, es deseable que el contenido de Ca no sea menor que 0,0005% ni mayor que 0,01% y es deseable que el contenido de REM no sea menor que 0,0005% ni mayor que 0,1%. Adicionalmente, en la presente invencion, REM hace referencia a un elemento de La y la serie de lantanidos, que a menudo se agrega en los metales de Misch, y contiene los elementos de la serie, tales como La y Ce, en forma de complejo. Tambien es posible que se encuentren presentes los metales La y Ce.

B: 0,0002 a 0,002%

En la presente invencion, B no es esencial. B tiene un efecto de incremento de la capacidad de dureza para aumentar una fraccion estructural de una transformacion a baja temperatura que genera que una fase sea una fase dura, que por tanto se encuentra presente segun se necesite. Sin embargo, cuando B es menor que 0,0002%, no es posible obtener el efecto e incluso cuando B se encuentra presente B en un exceso de 0,002%, se satura el efecto. Por lo tanto, es deseable que el contenido de B no sea menor que 0,0002% ni mayor que 0,002%. Por otra parte, B es un elemento que genera preocupaciones sobre agrietamientos de planchones en una etapa de enfriamiento luego de la colada continua y, desde este punto de vista, es deseable que el contenido sea de 0,0015% o menos. Es decir, es deseable que no sea menor que 0,001% ni mayor que 0,0015%.

Con respecto al componente de acero de una lamina de acero laminada en caliente de la presente invencion, el balance de elementos de otros diferentes a los mencionados anteriormente es de Fe e impurezas. En cuanto a las impurezas, es posible proporcionar como ejemplo una contenida en un material en bruto tal como mena, chatarra y similares y una contenida en una etapa de fabricacion. Se puede permitir que haya un contenido de los respectivos elementos de impurezas segun sea necesario, en un intervalo que no inhiba el funcionamiento ni el efecto de la presente invencion.

P: 0,01% o menos

P es un elemento de impureza y cuando supera 0,01%, la segregacion de los lfmites de granos cristalinos se vuelve notoria, se promueve la fragilizacion del lfmite del grano y se deteriora la ductilidad local. Ademas, tambien se vuelve evidente la fragilizacion de una parte soldada, de modo que se establece el lfmite superior en 0,01% o menos. El valor del lfmite inferior de P no se define en particular, pero establecerlo en menos que 0,0001% es desfavorable desde el punto de vista economico.

S: 0,005% o menos

S es un elemento de impureza y perjudica la capacidad de soldadura y la capacidad de fabricacion durante la colada y la capacidad de fabricacion durante el laminado en caliente, de modo que el lfmite superior se establece en 0,005% o menos. Ademas, cuando hay un contenido excesivo de S, se forma MnS grueso que disminuye la capacidad de expansion de orificios, de modo que para mejorar la capacidad de expansion de orificios, se prefiere disminuir el contenido. El valor de lfmite inferior de S no se define en particular, pero establecerlo a menos que 0,0001% es desfavorable desde el punto de vista economico, de modo que preferentemente se establece este valor como valor de lfmite inferior.

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N: 0,01% o menos

N es un elemento de impureza que inevitablemente se mezcla en el momento de refinar el acero y es un elemento que forma nitruro combinado con Ti, Nb o similares. Cuando el contenido de N es mayor que 0,01%, este nitruro se precipita a una temperatura relativamente alta, de modo que es posible que los granos cristalinos se vuelvan gruesos y el grano cristalino grueso podna volverse un punto de inicio de una grieta por rebabas. Ademas, este nitruro se encuentra preferentemente en menor cantidad para poder usar eficazmente Nb y Ti tal como se describira mas adelante. Por tanto, el lfmite superior del contenido de N se establece en 0,01%.

Adicionalmente, cuando el contenido de N es mayor que 0,006% en la aplicacion de la presente invencion a un miembro en el cual el deterioro por envejecimiento se vuelve un problema, el deterioro por envejecimiento se torna grave, de modo que es deseable que sea 0,006% o menos. Ademas, cuando se aplica la presente invencion a un miembro basandose en la premisa de que se deje reposar a temperatura ambiente durante dos semanas o mas luego de la fabricacion, para luego someterse al trabajo, es deseable que el contenido de N sea 0,00 5% o menos en vista de las medidas de deterioro por envejecimiento. Ademas, al considerar que un miembro puede dejarse reposar en un ambiente a alta temperatura en verano o que se utiliza en un ambiente con exportaciones a regiones por encima del ecuador mediante barcos, buques y similares, es deseable que el contenido de N sea menor que 0,004%.

En cuanto a las otras impurezas, tambien puede haber 1% o menos en total de Zr, Sn, Co y Zn. Sin embargo, es deseable que Sn se encuentre en un 0,05% o menos ya que podnan aparecer defectos al momento del laminado en caliente.

Posteriormente, se explicara detalladamente la microestructura de la lamina de acero de fase dual de la presente invencion. La microestructura de la lamina de acero de fase dual de la presente invencion se encuentra limitada tal como se muestra a continuacion.

En la posicion de 1/4 de espesor de un espesor de lamina, la microestructura constituye una fase dual donde su fase principal se compone de ferrita poligonal reforzada por precipitacion mediante carburo de Ti y su segunda fase se compone de 1 a 10% en fraccion de area (fsd (%)) de productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma plural. El diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura antemencionado es de 3 a 15 pm. Un valor promedio de una distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es de 10 a 20 pm. Adicionalmente, la microestructura se especifica en la posicion de 1/4 de espesor del espesor de lamina cuando aparecen caractensticas promedio.

La ferrita es la estructura mas importante para asegurar una dilatacion uniforme. Para obtener la resistencia de un grado de 540 MPa o mayor, incluso cuando la fraccion de area del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura es 10% o menos, la estructura de ferrita debe reforzarse con refuerzo por precipitacion. Ademas, para asegurar la dilatacion, es importante que la fase principal de la microestructura no sea ferrita baimtica con una gran densidad de dislocacion sino ferrita poligonal que tenga una baja densidad de dislocacion y suficiente ductilidad. Por tanto, la fase principal del acero de la presente invencion se establece como ferrita poligonal reforzada por precipitacion mediante carburo de Ti. Adicionalmente, el carburo de Ti que se menciona en la presente es un compuesto que tiene Ti y C, que contribuyen al refuerzo por precipitado de la estructura de ferrita como su componente principal, y tambien es aceptable que contenga, por ejemplo, N, V, Mo y similares, ademas de Ti y C.

Siempre que el componente se encuentre fijo, el diametro de grano promedio y la densidad (pieza/cm3) de los precipitados que contienen TiC se encuentran inversamente correlacionados de forma considerable. Para obtener un margen mejorado de resistencia mediante refuerzo por precipitacion de 100 MPa o mayor en cuanto a la resistencia a la tension, los precipitados que contienen TiC deben tener un diametro de grano promedio de 3 nm o menos y la densidad debe ser 1 x 1016 piezas/cm3 o mas.

En la presente invencion, el producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura es principalmente martensita o bainita (ap) que no contiene carburo grueso entre listones. Sin embargo, es posible que contenga menos que 3% en total en una proporcion de area de austenita contenida (Yr) y constituyente de martensita-austenita (MA). Ademas, la martensita que se menciona en la presente invencion es martensita fresca (M) cuando se realiza el bobinado en una zona de temperatura de 100°C o menos donde una velocidad de difusion de carbono es lo suficientemente baja. Es martensita templada (tM, por sus siglas en ingles) cuando la temperatura de bobinado es mayor que 100°C y un punto Ms (un punto Ms de la austenita restante, obtenida luego de los avances de transformacion de ferrita durante el enfriamiento luego del laminado de acabado) o menor. El producto de transformacion a baja temperatura en el ultimo caso es una estructura mixta con martensita templada y bainita.

La proporcion de martensita templada y bainita de esta estructura mixta (producto de transformacion a baja temperatura en el ultimo caso) se ve afectada por la temperatura de bobinado y la relacion relativa entre la temperatura de bobinado y la temperatura de punto Ms antemencionada. Adicionalmente, cuando el punto Ms es menor que 350°C, la mayor parte del producto de transformacion a baja temperatura es bainita que no contiene carburo grueso entre listones que se transforma a mas que el punto Ms y a 350°C o menos. Sin embargo, es diffcil

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distinguir desde el punto de vista metalografico la martensita templada y la bainita que se mencionan en la presente, y en la presente invencion se hace referencia a estas como martensita templada (tM).

El producto de transformacion a baja temperatura debe dispersarse en forma de isla en un angulo, un borde y un lfmite de grano de un grano de ferrita. Esto se debe a que, con respecto a la fractura ductil que se piensa que esta implicada en la viabilidad de eliminacion de rebabas, en un mecanismo en el cual se dan vados y luego se expanden y se conectan, la forma del producto de transformacion a baja temperatura que se pensaba que era un sitio de aparicion de un vado tiene forma de isla, y por tanto, la concentracion de esfuerzo se relaja y se elimina la aparicion de vados que generan fracturas en el producto de transformacion a baja temperatura.

Adicionalmente, la forma de isla indica un estado en el cual los productos de transformacion a baja temperatura no se disponen en forma continua de manera alineada, y ademas es deseable que la forma individual de estos sea una forma similar a una esfera con menos lugares de concentracion de esfuerzo. Siempre que el diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura sea de 3 a 15 pm y el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura sea de 10 a 20 pm, cada uno de los productos de transformacion a baja temperatura tiene un tamano adecuado y se dispersa de forma adecuada para tener «forma de isla».

Ademas, el producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura es una estructura importante en lo que respecta a asegurar la dilatacion uniforme. Cuando la fraccion de area (fsd (%)) de los productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma de isla es menor que 1%, se dificulta asegurar 15% o mas de dilatacion uniforme en el grado de 540 MPa, por ejemplo. Ademas, se pierde un efecto de retraso de la propagacion de las grietas por fatiga. Por otra parte, cuando es mayor que 10%, se acortan los intervalos entre los productos de transformacion a baja temperatura, que se pensaba que eran sitios de aparicion de vados, es posible que los vados se conecten, es posible que se de una fractura ductil y se deteriora la viabilidad de eliminacion de rebabas. Por lo tanto, la fraccion de area (fsd (%)) del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura se encuentra limitada a 1 a 10%.

El diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura debe limitarse a 3 a 15 pm respecto al diametro equivalente del drculo. Esto se debe a que, cuando el diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura es menor que 3 pm, se pierde el efecto que consiste en que el producto de transformacion a baja temperatura se vuelva un obstaculo para la propagacion de una grieta por fatiga para retrasar la velocidad de propagacion, y cuando es mayor que 15 pm, la forma se vuelve naturalmente compleja, se generan partes con concentracion de esfuerzo, se genera una fractura prematura de un producto de transformacion a baja temperatura grueso y la fractura ductil provocada por la aparicion de vados perjudica la viabilidad de eliminacion de rebabas. Es deseable que sea de 12 pm o menos.

Ademas, el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura debe limitarse de 10 a 20 pm. Cuando el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es menor que 10 pm, los intervalos entre los productos de transformacion a baja temperatura se acortan, es posible que se conecten los vados, es posible que se genere una fractura ductil y se deteriora la viabilidad de eliminacion de rebabas. Por otra parte, cuando el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es mayor que 20 pm, se propaga selectivamente una grieta por fatiga a traves de la ferrita poligonal suave y se pierde el efecto de retraso de la propagacion de una grieta por fatiga.

Es deseable que la nanodureza promedio del producto de transformacion a baja temperatura sea de 7 a 18 GPa. Esto se debe a que, cuando la nanodureza promedio es menor que 7 GPa, se disminuye una diferencia de dureza entre el producto de transformacion a baja temperatura y una fase de ferrita suave, y no se exhibe una excelente dilatacion uniforme, que es la caractenstica del acero de fase dual. Por otra parte, cuando es mayor que 18 GPa, aumenta la diferencia de dureza entre el producto de transformacion a baja temperatura y una fase de ferrita suave y los vados se dan en forma local en la etapa inicial de deformacion, y por tanto es posible que se desarrolle una fractura ductil y disminuye la capacidad de deformacion local. Ademas, un intervalo de nanodureza pasa a ser de 1,2 GPa o menos en lo que respecta a la desviacion estandar, y de este modo se elimina la aparicion local de vados en la etapa inicial de deformacion.

A continuacion, se explicara un metodo de fabricacion de una lamina de acero de fase dual de la presente invencion.

En la presente invencion, un metodo de fabricacion de una palanquilla de acero (planchon), con los componentes antemencionados para llevar a cabo antes de una etapa de laminado en caliente, no se encuentra limitado en particular. Es decir, como metodo de fabricacion de una palanquilla de acero (planchon) con los componentes antemencionados, tambien puede establecerse que, luego de una etapa de fusion mediante un horno vertical, un conversor, un horno electrico o similares, se lleva a cabo el ajuste de componentes de diversas formas para obtener los contenidos de componentes pretendidos en una segunda etapa de refinamiento, y luego se lleva a cabo una etapa de colada mediante colada continua normal, colada mediante un metodo para lingotes o un metodo de colada para planchones finos o similares. Adicionalmente, es posible utilizar chatarra como materia prima. Ademas, cuando se obtiene un planchon mediante colada continua, es posible transformar un planchon intacto por colada a alta

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temperature directamente a laminado en caliente, o tambien es posible que se lamine en caliente el planchon luego de enfriarse a temperatura ambiente, para luego volver a calentarse en un horno de calentamiento.

El planchon obtenido mediante el metodo de fabricacion antemencionado se calienta en un horno de calentamiento a una temperatura de recalentamiento de planchon minima (= SRTmin) o mayor, que se calcula segun la Expresion (1), en una etapa de calentamiento de planchon antes del laminado en caliente.

SRTmin = 10780/(5,13 - log([Ti] x [C])} -273 Expresion (1)

Cuando se encuentra por debajo de esta temperatura, el carbonitruro de Ti no se funde lo suficiente en un material original. En este caso, no es posible obtener un efecto que mejore la resistencia mediante el uso del refuerzo por precipitacion que se obtiene mediante la precipitacion fina de Ti como carburo durante el enfriamiento, tras completar el laminado de acabado o luego del bobinado. Por tanto, la temperatura de calentamiento en la etapa de calentamiento de planchon se establece en la temperatura minima de recalentamiento de planchon (= SRTmin) o mayor, que se calcula en la Expresion (1). Adicionalmente, cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1100°C, se afecta la eficiencia operativa significativamente en cuanto a una planificacion, por lo que es deseable que la temperatura de calentamiento sea 1100°C o mayor.

Ademas, no se define un tiempo de calentamiento en particular en la etapa de calentamiento de planchon, pero para promover la fusion suficiente del carbonitruro de Ti, luego de que la temperatura alcanza la temperatura de calentamiento antemencionada, es deseable mantener el planchon durante 30 minutos o mas. Ademas, cuando el planchon se calienta de una forma suficientemente uniforme en una direccion del espesor del planchon, es deseable mantenerlo durante 60 minutos o mas. Por otra parte, en cuanto a la disminucion en el rendimiento debido a la formacion de cascarillas, es 240 minutos o menos. Sin embargo, cuando el planchon colado obtenido luego de la colada se transfiere directamente para laminarse en un estado de alta temperatura, no se aplica lo que antecede.

Luego de la etapa de calentamiento de planchon, en el planchon extrafdo del horno de calentamiento, se inicia una etapa de laminado en bruto de laminado en caliente sin un tiempo de espera en particular y se obtiene una barra en bruto. En esta etapa de laminado en bruto, es necesario llevar a cabo un laminado en bruto a una proporcion de laminado de al menos 20% o mas durante al menos una pasada en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C.

Cuando una temperatura de terminacion de laminado en bruto es menor que 1050°C, aumenta la resistencia a la deformacion en caliente durante el laminado en bruto, lo que resulta en que la operacion de laminado en bruto se pueda danar. Cuando es mayor que 1150°C, las cascarillas secundarias que se generan durante el laminado en bruto se expanden demasiado, lo que hace que deba llevarse a cabo una extraccion de cascarillas luego y que la eliminacion de las cascarillas en el laminado de acabado pueda resultar diffcil de realizar.

Ademas, a menos que el laminado a una proporcion de laminado de 20% o mas se lleve a cabo en el laminado en bruto en la zona de temperatura, no se puede esperar el refinado de granos cristalinos con el trabajo y la posterior recristalizacion de austenita ni la resolucion de la anisotropfa generada por una estructura solidificada. De este modo, se ve afectado el comportamiento de transformacion luego del laminado de acabado, la forma del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase en la microestructura de la lamina de acero de fase dual cambia de una forma de isla a una forma de pelfcula y se deteriora la viabilidad de eliminacion de rebabas. Ademas, cuando el planchon colado obtenido luego de la colada se transfiere directamente para laminarse en un estado de alta temperatura, se mantiene la estructura de la colada y es posible que el cambio de forma del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase a la forma de pelfcula se vuelva notorio.

Se prefiere que la cantidad de pasadas de laminacion en el laminado en bruto sea multiple, es decir, dos pasadas o mas. Cuando se aplican multiples pasadas, se llevan a cabo el trabajo y la recristalizacion en la austenita repetidamente y se refinan los granos de austenita promedio antes del laminado de acabado a 100 pm o menos, lo que tiene como resultado que el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase dura sea de 12 pm o menos de manera estable.

Ademas, la proporcion de reduccion total en el laminado en bruto es 60% o mas. Cuando la proporcion de reduccion total es menor que 60%, no se puede obtener lo suficiente el efecto antemencionado de refinamiento de los granos de austenita. Sin embargo, incluso cuando la proporcion de reduccion total en el laminado en bruto es mayor que 90%, se satura el efecto y ademas aumenta la cantidad de pasadas, lo que obstaculiza la productividad, y es posible que se genere un descenso de temperatura. Ademas, debido a una razon similar, es deseable que la cantidad de pasadas sea 11 o menos.

El laminado de acabado se lleva a cabo luego de la terminacion del laminado en bruto. El penodo de tiempo hasta el inicio del laminado de acabado, tras terminar el laminado en bruto, se encuentra dentro de los 150 segundos.

Cuando este penodo de tiempo es mas prolongado que 150 segundos, en la barra en bruto, se precipita Ti en la austenita como carburo TiC grueso. Como resultado, disminuye la cantidad de TiC que se precipita en forma fina en ferrita al momento de la transformacion de austenita/ferrita durante el enfriamiento, que se lleva a cabo luego o al

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momento de terminacion de la transformacion de ferrita luego del bobinado, para contribuir a la resistencia mediante refuerzo por precipitacion y disminuye la resistencia. Ademas, el crecimiento del grano de la austenita avanza y de este modo los granos de austenita promedio antes del laminado de acabado se vuelven gruesos, mayores que 100 pm, lo que tiene como resultado que el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura, que constituye una segunda fase dura, en ocasiones sea mayor que 15 pm.

Por otra parte, no es necesario limitar en particular el valor de lfmite inferior del penodo de tiempo hasta el inicio del laminado de acabado, tras la terminacion del laminado en bruto. Sin embargo, cuando es menor que 30 segundos, no se disminuye una temperatura de inicio de laminado de acabado a menos que 1080°C, a menos que se utilice un dispositivo de enfriamiento especial, y se generan ampollas, que seran un punto de inicio de defectos como cascarillas y cascarillas ahusadas, entre la superficie de un hierro de base de la lamina de acero, y se producen cascarillas antes del laminado de acabado y durante las pasadas, por lo que es posible que se generen estos defectos de cascarillas. Por tanto, es deseable que sean 30 segundos o mas.

Se establece una temperatura de inicio de laminado del laminado de acabado a 1000°C o mas y menos que 1080°C.

Cuando esta temperatura es menor que 1000°C, Ti precipita en la austenita como carburo de TiC grueso mediante precipitacion inducida por esfuerzo durante el laminado de acabado. Como resultado, disminuye la cantidad de TiC que se precipita en forma fina en ferrita al momento de la transformacion de austenita/ferrita durante el enfriamiento, que se lleva a cabo luego o al momento de terminacion de la transformacion de ferrita luego del bobinado, para contribuir a la resistencia mediante refuerzo por precipitacion y disminuye la resistencia.

Por otra parte, cuando esta temperatura es mayor que 1080°C, se generan ampollas, que seran un punto de inicio de defectos como cascarillas y cascarillas ahusadas, entre la superficie de un hierro de base de la lamina de acero, y producen cascarillas antes del laminado de acabado y durante las pasadas, por lo que es posible que se generen estos defectos de cascarillas.

Se establece una temperatura de terminacion de laminado de acabado a no menos que una temperatura de punto de transformacion Ar3 + 50°C ni mas que 1000°C.

La temperatura de punto de transformacion Ar3 se expresa simplemente, por ejemplo, mediante la siguiente expresion de calculo respecto a los componentes de acero. Es decir, se describe mediante la Expresion (5) a continuacion.

Ar3 = 910 - 310 x [C] + 25 x {[Si] + 2 x [Al]} - 80 x [Mneq] Expresion (5)

Aqrn, cuando no se agrega B, [Mneq] se expresa mediante la Expresion (6) a continuacion [Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni]/2 + 10([Nb] - 0,02) Expresion (6)

Ademas, cuando se agrega B, [Mneq] se expresa mediante la Expresion (7) a continuacion.

[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni]/2 + 10([Nb] - 0,02) + 1 Expresion (7)

Adicionalmente, [C] es el contenido de C (% en masa), [Si] es el contenido de Si (% en masa), [Al] es el contenido de Al (% en masa), [Cr] es el contenido de Cr (% en masa), [Cu] es el contenido de Cu (% en masa), [Mo] es el contenido de Mo (% en masa), [Ni] es el contenido de Ni (% en masa) y [Nb] es el contenido de Nb (% en masa).

Cuando la temperatura de terminacion de laminado de acabado es menor que la temperatura de punto de transformacion Ar3 + 50°C, los productos de transformacion a baja temperatura en la microestructura de la lamina de acero de fase dual quedan en un estado de dispersion donde se los dispone en forma continua de manera alineada. Ademas, el valor promedio de la distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura se vuelve menor que 10 pm, es posible que los vados se conecten, es posible que se genere una fractura ductil y se deteriora la viabilidad de eliminacion de rebabas.

Por otra parte, cuando es mayor que 1000°C, incluso cuando se controla de algun modo un patron de enfriamiento luego del laminado, la transformacion de ferrita se vuelve insuficiente y la fraccion de area del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura de una lamina de producto se vuelve mayor que 10% y al fin y al cabo se deteriora la viabilidad de eliminacion de rebabas.

Ademas, el laminado de acabado es un laminado con multiples pasadas por un molino tipo tandem, y la proporcion de reduccion total no es menos que 75% ni mas que 95%.

Siempre que el laminado de acabado se lleve a cabo en un molino tipo tandem que permita el laminado con multiples pasadas, se lleva a cabo una reduccion mediante varias pasadas en el laminado y de este modo se repiten multiples veces la no recristalizacion por laminado y la recristalizacion para un penodo de tiempo entre las pasadas hasta la siguiente pasada. Como resultado, se refinan los granos de austenita y el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura de la lamina de acero de fase dual puede ser

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15 pm o menos. Sin embargo, cuando la proporcion de reduccion total es menor que 75%, no es posible refinar los granos de austenita lo suficiente y el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura de la lamina de acero de fase dual no puede ser de 15 pm o menos.

Por otra parte, cuando es mayor que 95%, el efecto se satura y se aplica adicionalmente una carga excesiva al molino de laminado, de modo que no se prefiere desde el punto de vista operativo.

Ademas, es deseable que una proporcion de reduccion en cada pasada sea de 10% o mas. Cuando la proporcion de reduccion en cada pasada es menor que 10% para tres pasadas en la caja trasera de un molino de acabado en particular y la proporcion de laminado promedio para tres pasadas es menor que 10%, el crecimiento del grano avanza significativamente durante las tres pasadas y luego de la terminacion del laminado de acabado, y existe el riesgo de que el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura de la lamina de acero de fase dual ya no pueda ser de 12 pm o menos.

Adicionalmente, en la presente invencion, no se limita en particular la velocidad de laminado. Sin embargo, cuando la velocidad de laminado en una caja final de acabado es menor que 400 mpm, el penodo de tiempo para cada pasada de laminado de acabado se ve prolongado. Como resultado, los granos de austenita crecen y se vuelven gruesos y existe el riesgo de que el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura de una lamina de producto ya no pueda ser de 15 pm o menos de forma estable. Por lo tanto, es deseable que la velocidad de laminado sea de 400 mpm o mas. Ademas, cuando es de 650 mpm, el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura puede ser de 12 pm o menos en forma estable, de modo que es deseable adicionalmente que sea de 650 mpm. Ademas, incluso si el lfmite superior no se encuentra limitado en particular, se logra el efecto de la presente invencion, pero en realidad es 1800 mpm o menos debido a las restricciones de las instalaciones.

Luego de la terminacion del laminado de acabado, para elaborar la microestructura de un producto, se lleva a cabo la optimizacion del enfriamiento mediante el control de una tabla de acabado.

En primer lugar, el penodo de tiempo hasta el inicio del enfriamiento luego de la terminacion del laminado de acabado se encuentra dentro de los tres segundos. Cuando este penodo de tiempo hasta el inicio del enfriamiento es mayor que tres segundos, en la austenita y antes de que se transforme, avanza la precipitacion del carbonitruro de Ti grueso y sin alinear, disminuye la cantidad de precipitacion de carburo de Ti fino y alineado que se precipita en ferrita durante el enfriamiento que se va a realizar despues y es posible que disminuya la resistencia. Ademas, los granos de austenita crecen hasta hacerse gruesos y existe el riesgo de que el diametro de grano promedio del producto de transformacion a baja temperatura en la microestructura de la lamina de producto ya no pueda ser de 15 pm o menos.

El valor de lfmite inferior del penodo de tiempo hasta el inicio de este enfriamiento no tiene que estar limitado en particular en la presente invencion, pero cuando es menor que 0,4 segundos, el enfriamiento se lleva a cabo en un estado donde se mantiene una estructura con trabajo laminar obtenida por laminado, incluso en una lamina de producto, se obtienen los productos de transformacion a baja temperatura dispuestos en forma continua de manera alineada y es posible que se deteriore la viabilidad de eliminacion de rebabas.

En cuanto a la tasa de una etapa de enfriamiento de primera fase que se va a llevar a cabo en primer lugar luego de la terminacion del laminado, es necesaria una tasa de enfriamiento promedio de 15°C/seg o mas. Cuando esta tasa de enfriamiento es menor que 15°C/seg, se forma perlita durante el enfriamiento y es posible que no se obtenga una microestructura pretendida. Adicionalmente, incluso si el lfmite superior de la tasa de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de primera fase no se encuentra limitado en particular, es posible obtener el efecto de la presente invencion. Sin embargo, cuando la tasa de enfriamiento es mayor que 150°C/seg, es extremadamente diffcil controlar una temperatura de terminacion de enfriamiento, lo que dificulta la elaboracion de la microestructura, por lo que es deseable que se establezca a 150°C/seg o menos.

Una temperatura de detencion de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de primera fase es menor que la temperatura de punto de transformacion Ar3. Cuando la temperatura de detencion de enfriamiento es la temperatura de punto de transformacion Ar3 o mayor, no es posible llevar a cabo el control de precipitacion de TiC para precipitar en forma fina en ferrita al momento de la transformacion de austenita/ferrita durante el enfriamiento en la posterior etapa de enfriamiento de segunda fase y para contribuir a la resistencia. Por otra parte, el lfmite inferior de la temperatura de detencion de enfriamiento de la etapa de enfriamiento de primera fase no se encuentra limitado en particular. Sin embargo, una temperatura de detencion de enfriamiento de la posterior etapa de enfriamiento de segunda fase que se va a llevar a cabo para exhibir el refuerzo por precipitacion de ferrita es mayor que 600°C, como condicion de exhibicion del refuerzo por precipitacion de ferrita. Por tanto, si la temperatura de detencion de enfriamiento de la etapa de enfriamiento de primera fase es 600°C o menor, no es posible obtener el refuerzo por precipitacion. Ademas, cuando llega a un punto Ar1 o menor, no es posible obtener la ferrita, lo que hace imposible que se obtenga una microestructura prevista.

En la etapa de enfriamiento de segunda fase que se va a realizar luego, una tasa de enfriamiento promedio es de 10°C/seg o menos y, en la presente invencion, se tiene en cuenta el enfriamiento por aireado (dejar enfriar). Durante

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el enfriamiento en esta zona de temperature, se promueve la transformacion de austenita a ferrita y, simultaneamente con la transformacion, se precipita carburo fino de Ti en ferrita y se obtiene una resistencia prevista de la lamina de acero. Cuando la tasa de enfriamiento es mayor que 10°C/seg, la velocidad de movimiento de una interfaz entre estas dos fases en la transformacion de austenita a ferrita se vuelve demasiado rapida, de modo que la precipitacion de carburo de Ti en la interfaz entre las fases no puede seguirle el ritmo y no se puede obtener un refuerzo por precipitacion suficiente.

Ademas, cuando es mayor que 10°C/seg, la transformacion de austenita a ferrita se retrasa y no se puede obtener una microestructura prevista. Por otra parte, el lfmite inferior de la tasa de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de segunda fase no tiene que estar limitado en particular en la presente invencion. Sin embargo, a menos que se lleve a cabo un ingreso de calor de forma externa mediante un dispositivo de calentamiento o similar, la tasa de enfriamiento en el enfriamiento por aireado es 3°C/seg o similar, incluso si el espesor de la lamina es media pulgada o similar, por lo que se asume un lfmite superior de espesor de lamina en la presente invencion.

Ademas, el penodo de tiempo de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de segunda fase es 1 segundo o mas y menos que 100 segundos. Esta etapa es una etapa extremadamente importante, no solo porque promueve la separacion de las dos fases de la ferrita y la austenita para obtener una segunda fraccion de fase prevista sino tambien porque promueve el refuerzo por precipitacion mediante carburo de Ti fino en ferrita, que se obtuvo luego de que se completara la transformacion. Cuando este penodo de tiempo es menor que 1 segundo, la transformacion de ferrita no avanza y no se puede obtener una microestructura prevista, y adicionalmente no avanza la precipitacion del carburo de Ti en ferrita que se obtiene luego de la transformacion, de modo que no se pueden obtener la resistencia prevista ni la viabilidad de eliminacion de rebabas de la lamina de acero. Cuando es menor que 3 segundos, la transformacion de ferrita y la precipitacion de carburo no avanzan lo suficiente, por lo que es deseable que sea de 3 segundos o mas, ya que existe el riesgo de que los productos de transformacion a baja temperatura y la resistencia de la ferrita ya no puedan obtenerse en cantidades suficientes.

Por otra parte, incluso cuando es de 100 segundos o mas, el efecto antemencionado se satura y ademas la productividad disminuye significativamente. Cuando es de 15 segundos o mas, el diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura de la lamina de acero de fase dual se vuelve grueso y ademas existe la preocupacion de que la perlita se mezcle en la microestructura, por lo que es deseable que sea menor que 15 segundos.

La temperatura de detencion de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de segunda fase es mayor que 600°C. Cuando esta temperatura es de 600°C o menos, no avanza la precipitacion del carburo de Ti en ferrita que se obtiene luego de la transformacion, por lo que disminuye la resistencia.

Por otra parte, el lfmite superior de la temperatura de detencion de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de segunda fase no se define en particular, pero cuando es mayor que 700°C, la separacion de dos fases de ferrita y austenita no es suficiente y no se puede obtener una fraccion prevista del producto de transformacion a baja temperatura, y ademas la precipitacion del carburo de Ti en la ferrita envejece de mas y disminuye la resistencia.

En una etapa de enfriamiento de tercera fase que se lleva a cabo luego, el enfriamiento se lleva a cabo a una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o mas. Cuando esta tasa de enfriamiento es menor que 15°C/seg, la perlita se mezcla en la microestructura y de este modo no se puede obtener una microestructura prevista. Adicionalmente, una temperatura de terminacion de la etapa de enfriamiento de tercera fase es una temperatura de bobinado. Si bien el lfmite superior de la tasa de enfriamiento en la etapa de enfriamiento de tercera fase no se encuentra limitado en particular, es posible obtener el efecto de la presente invencion, pero cuando se considera una cubierta de lamina generada por el esfuerzo termico, es deseable que se establezca a 300°C/seg o menos.

En la etapa de enfriamiento de tercera fase, se enfna la lamina de acero a una zona de temperatura de 350°C o menos para bobinar. Cuando esta temperatura es mayor que 350°C, no se pueden obtener los productos de transformacion a baja temperatura previstos. Concretamente, se forma carburo grueso entre los listones de bainita que constituyen el producto de transformacion a baja temperatura, que es un punto de inicio para la aparicion de una grieta al momento de la eliminacion de rebabas y deteriora la viabilidad de la eliminacion de rebabas.

Por otra parte, el valor de lfmite inferior de la temperatura de bobinado no tiene por que limitarse en particular, pero cuando una bobina se encuentra en un estado expuesto a agua durante penodo de tiempo prolongado, surge la preocupacion de fallas generadas por oxido, por lo que es deseable que sea 50°C o mas. Ademas, cuando esta temperatura es 100°C o menos, la mayona del producto de transformacion a baja temperatura se vuelve martensita fresca y se mejora la dilatacion uniforme que es ventajosa para la formacion con un valor n dominante, tal como protuberancias.

Para exhibir en forma mas eficiente el refuerzo por precipitacion mediante carburo de Ti en la etapa de enfriamiento luego del laminado de acabado, es necesario controlar un patron de enfriamiento hasta que se enrolle. Concretamente, una longitud de difusion acumulativa total Ltotal de Ti en ferrita expresada por la Expresion (2) a continuacion se encuentra en el intervalo de no menos que 0,15 ni mas que 0,5.

Es decir, cuando la longitud de difusion acumulativa total Ltotal de Ti en ferrita se expresa mediante la Expresion (3) a

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continuacion al agregar una longitud de difusion L de Ti en ferrita expresada por la Expresion (2) a continuacion, durante un penodo de tiempo muy breve, At/seg de una temperatura de terminacion de enfriamiento hasta el bobinado, se cumple 0,15 < Ltotai < 0,5.

L = VD(T + 273)t Expresion (2)

Ltotal = lV(D(T + 273)At) Expresion (3)

Aqm, D(T + 273) es un coeficiente de difusion de volumen en T °C y t es un penodo de tiempo de difusion, y D(T) se expresa mediante la Expresion (4) a continuacion utilizando un coeficiente de difusion DO de Ti, una energfa de activacion Q y una constante de gas R.

D(T) = DO x Exp(-Q/R(T + 273)) Expresion (4)

Cuando este valor Ltotai es menor que 0,15 pm, la precipitacion de carburo de Ti no avanza durante el enfriamiento, lo que resulta en la falta de envejecimiento, lo que genera que no se pueda obtener eficientemente el refuerzo por precipitacion. Por otra parte, cuando es mayor que 0,5 pm, la precipitacion del carburo de Ti avanza demasiado durante el enfriamiento, lo que resulta en un envejecimiento excesivo, lo que produce que al fin y al cabo no se pueda obtener la capacidad de refuerzo por precipitacion de manera eficiente.

Adicionalmente, a los efectos de lograr una mejora en la ductilidad mediante la correccion de la forma de la lamina de acero y la introduccion de una dislocacion movil, es deseable llevar a cabo un laminado por pasada de temperado a una proporcion de reduccion no menor que 0,1% ni mayor que 2% luego de que se completen todas las etapas. Ademas, con el fin de eliminar las cascarillas unidas a la superficie de una lamina de acero laminada en caliente que se obtuvo, tambien es posible llevar a cabo el decapado en la lamina de acero laminada en caliente que se obtuvo, segun sea necesario, luego de que se completen todas las etapas. Ademas, luego del decapado, sobre la lamina de acero laminada en caliente que se obtuvo, es posible llevar a cabo una pasada de temperado a una proporcion de reduccion de 10% o menos, lineal o no lineal, o tambien es posible llevar a cabo un laminado en frio a una proporcion de reduccion menor que 40% o similar.

Ademas, antes o despues, o antes y despues del laminado por pasada de temperado, se eliminan las cascarillas de la superficie. La etapa de eliminacion de cascarillas no se encuentra definida en particular. Por ejemplo, es posible aplicar el decapado general utilizando acido clorfudrico o acido sulfurico, o un dispositivo segun una lmea, tal como la molienda superficial con una lijadora o similar o el escarpado con soplete superficial utilizando plasma, un quemador de gas o similar.

Ademas, luego de la colada, luego del laminado en caliente o luego del enfriamiento, es posible llevar a cabo un tratamiento en caliente en una lamina de acero laminada en caliente a la cual se aplico la presente invencion en una lmea de galvanizado por inmersion en caliente, y adicionalmente es posible llevar a cabo un tratamiento de superficie en la lamina de acero laminada en caliente. El galvanizado se lleva a cabo en la lmea de galvanizado por inmersion en caliente y de este modo se mejora la resistencia a la corrosion de la lamina de acero laminada en caliente.

Adicionalmente, cuando se lleva a cabo el galvanizado en la lamina de acero laminada en caliente obtenida luego del decapado, tambien es posible sumergir la lamina de acero obtenida en un bano galvanizado para someterla a un tratamiento con aleaciones, segun se necesite. Al llevar a cabo el tratamiento con aleaciones, se mejora la resistencia de soldadura de la lamina de acero laminada en caliente contra diversas soldaduras tales como soldadura por puntos, ademas de mejorar la resistencia a la corrosion.

Ejemplo

Los aceros A a Z yde a a d que tienen los componentes qrnmicos que se muestran en la Tabla 1 se fusionaron en una etapa de refinado secundario y refinado de conversion, cada una de las palanquillas de acero (planchones) fabricados mediante colada continua se volvieron a calentar y se redujeron a un espesor de lamina de 2,3 a 3,4 mm mediante laminado de acabado luego del laminado en bruto, y se enfrio cada una en una tabla de acabado para luego enrollarse, y se prepararon las laminas de acero laminadas en caliente. Mas espedficamente, segun las condiciones de fabricacion que se muestran en las Tablas 2 y 3, se prepararon laminas de acero laminadas en caliente. Adicionalmente, todas las composiciones qrnmicas en la Tabla 1 significan % en masa.

En la Tabla 1, Ti* representa [Ti] - 48/14[N] - 48/32[S], en las Tablas 1 y 2, Ex.C representa [C] - 12/48 x ([Ti] + 48/93[Nb] - 48/14[N] - 48/32[S]) y en la Tabla 1, Mn/S representa [Mn]/[S]. Ademas, el balance del componente en la Tabla 1 es Fe e impurezas, cada subrayado en las Tablas 1 y 2 indica que un valor numerico se encuentra por fuera del intervalo de la presente invencion. Cada uno de los aceros K y R carece de Si en forma intencional. En la Tabla 1, «-»indica que no se realiza un contenido intencional.

En la Tabla 2, «ACERO» indica un acero que tiene los componentes que corresponden a cada sfmbolo que se muestra en la Tabla 1. «TEMPERATURA De SOLUCION» indica la temperatura minima de recalentamiento de planchon (= SRTmin) que se calcula mediante la Expresion (1). «TEMPERATURA DE PUNTO DE

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TRANSFORMACION Ar3» indica una temperatura calculada mediante la Expresion (5), (6) o (7). «Ex.C» indica un valor calculado mediante [C] -12/48 x ([Ti] + 48/93[Nb] - 48/14[N] - 48/32[S]).

En las condiciones de fabricacion en las Tablas 2 y 3, en la etapa de calentamiento, «TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO» indica una temperatura final maxima en el recalentamiento de planchones y «PERtoDO DE TIEMPO DE MANTENIMIENTO» indica un penodo de tiempo de mantenimiento a una temperatura de calentamiento predeterminada. En el laminado en bruto, «CANTIDAD TOTAL DE PASADAS» indica un valor total de la cantidad de pasadas de laminado en el laminado en bruto, «PROPORCION DE REDUCCION TOTAL» indica una proporcion de reduccion en el laminado en bruto desde el inicio hasta la terminacion del laminado en bruto, «CANTIDAD DE PASADAS DE 1050 A 1150°C Y A 20% O MAS» indica la cantidad de pasadas que se realizaron en el laminado a una proporcion de laminado de 20% o mas en una zona de temperatura de 1050 a 1150°C, «PERfoDO DE TIEMPO HASTA EL INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO» indica un pemdo de tiempo hasta el inicio del laminado de acabado luego de la terminacion del laminado en bruto y «DIAMETRO DE GRANO PROMEDIO DE AUSTENITA INMEDIATAMENTE ANTES DEL LAMINADO DE ACABADO» indica un diametro de grano promedio de los granos de austenita inmediatamente antes de que se tome una barra en bruto en la primera caja del laminado de acabado. Es posible obtener el reconocimiento de este diametro de grano de austenita de una forma que temple lo mas posible una pieza recortada obtenida mediante el corte de una barra en bruto antes de que se someta al laminado de acabado mediante una cizalla de corte o similar, que se enfna a temperatura ambiente o similar, y se graba un corte transversal paralelo a una direccion de laminado para hacer que aparezcan los lfmites de grano de austenita para medir los diametros de grano de austenita mediante un microscopio optico. En este caso, se miden 20 campos visuales o mas en la posicion 1/4 de un espesor de lamina a 50 o mas de aumento mediante un analisis de imagenes, un metodo de conteo de puntos o similar.

En el laminado de acabado, «TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO» indica una temperatura inmediatamente antes de que una barra en bruto sea tomada en la primera caja de laminado de acabado, «PROPORCION DE REDUCCION TOTAL» indica una proporcion de reduccion durante el laminado de acabado desde el inicio hasta la terminacion del laminado de acabado, «PROPORCION DE REDUCCION PROMEDIO PARA 3 PASADAS EN LA CAJA TRASERA» indica un valor promedio de las proporciones de reduccion de la pasada final, inclusive de la pasada final a la tercera pasada en el laminado de acabado, en el que normalmente se lleva a cabo el laminado continuo con multiples pasadas, «VELOCIDAD DE LADO DE SALIdA DE LAMINADO DE ACABADO» indica una lamina lateral de salida que pasa a una velocidad en la caja de laminado luego de que se completa una pasada de reduccion final de laminado de acabado, y «TEMPERATURA DE ACABADO» indica una temperatura inmediatamente despues de un lado de salida de caja de laminacion de una pasada final de laminado de acabado. Adicionalmente, la proporcion de reduccion puede ser un valor de rendimiento real calculado a partir del espesor de lamina o tambien puede ser un valor de configuracion de una caja de laminado. Ademas, es deseable medir la temperatura en el momento de etapa con un termometro de radiacion o un termometro de contacto, pero tambien puede ser un valor estimado obtenido mediante un modelo de temperatura o similar.

La etapa de enfriamiento realizada en una tabla de acabado se divide en etapas de enfriamiento de primera a tercera fase en cuanto al control de la precipitacion y el control de la estructura. En primer lugar, en «ETAPA DE ENFRIAMIENTO DE PRIMERA FASE», «PERtoDO DE TIEMPO HASTA EL INICIO DEL ENFRIAMIENTO» indica un penodo de tiempo hasta el inicio del enfriamiento en una tabla de acabado luego de pasar a traves de una caja de laminado de una pasada final de laminado de acabado, «TASA DE ENFRIAMIENTO» indica una tasa de enfriamiento promedio mediante enfriamiento con agua y «TEMPERATURA DE DETENCION DE ENFRIAMIENTO» indica una temperatura a la cual se detiene el enfriamiento con agua en la etapa de enfriamiento de primera fase. En «ETAPA DE ENFRIAMIENTO DE SEGUNDA FASE», «TASA DE ENFRIAMIENTO» indica una tasa de enfriamiento promedio principalmente mediante enfriamiento con aire sin verter agua, «PERtoDO DE TIEMPO DE MANTENIMIENTO» indica un penodo de tiempo de mantenimiento de enfriamiento con aire sin verter agua y «TEMPERATURA DE DETENCION DE ENfRiAMIENTO» indica una temperatura a la cual se completa el mantenimiento del enfriamiento con aire sin verter agua. En «ETAPA DE ENFRIAMIENTO DE TERCERA FASE», «TASA DE ENFRIAMIENTO» indica una tasa de enfriamiento promedio hasta el reinicio del enfriamiento con agua y el bobinado luego del enfriamiento con aire y el mantenimiento, y «TEMPERATURA DE BOBINADO» indica una temperatura inmediatamente antes de que se enrolle una lamina de acero en forma de bobina mediante un bobinador luego de detener el enfriamiento con agua. Adicionalmente, «LONGITUD DE DIFUSION ACUMULATIVA TOTAL» indica la longitud de difusion acumulativa total Ltotal de Ti en ferrita y se obtiene mediante la Expresion (3) al sumar la longitud de difusion L de Ti en ferrita expresada por la Expresion (2) para el penodo de tiempo muy breve At/seg de una temperatura de terminacion de enfriamiento al bobinado.

Las microestructuras de laminas de acero obtenidas por los metodos de fabricacion descritos en las Tablas 2 y 3 se muestran en la Tabla 4, y la propiedad mecanica, la propiedad de superficie y la resistencia a la corrosion se muestran en la Tabla 5.

En primer lugar, se tomo una muestra de la posicion 1/4W o la posicion 3/4W de un ancho de lamina de cada una de las laminas de acero obtenidas, y mediante el uso de un microscopio optico, se observo cada microestructura a 1/4 de espesor de un espesor de lamina. En cuanto a los ajustes de las muestras, se pulio un corte transversal de espesor de lamina en la direccion del laminado como superficie de observacion para someter a grabado con un reactivo Nital y un reactivo LePera. Cada micrograffa optica a un aumento de 500 de los cortes transversales de

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espesor de lamina, grabados con un reactivo Nital y un reactivo LePera, se clasifico como «MICROESTRUCTURA».

Ademas, de cada una de las micrograffas opticas a un aumento de 500 de los cortes transversales de espesor de lamina, grabados con un reactivo LePera, se reconocio una «CARACTERfSTICA DE SEGUNDA FASE» que es un estado de distribucion del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase, mediante un analisis de imagenes. Aqrn, el estado de dispersion del producto de transformacion a baja temperatura se clasifica en uno en el cual los productos de transformacion a baja temperatura se dispersan en forma de isla en un angulo, un borde y una superficie de lfmite de grano de un grano de ferrita como «FORMA DE ISLA», uno en el cual tienen forma de isla pero no se distribuyen en forma continua paralelos a la direccion de laminado como «ESTADO ALINEADO», y uno en el cual se dispersan para rodear una superficie de lfmite de grano de un grano de ferrita principalmente como «FORMA DE PELfcULA».

Ademas, mediante el analisis de imagenes, se obtuvieron la «FRACCION DE SEGUNDA FASE», que es la fraccion de area del producto de transformacion a baja temperatura que constituye una segunda fase, y el «DIAMETRO DE GRANO PROMEDIO DE SEGUNDA FASE», es el diametro de grano promedio del producto a baja temperatura. «Ex.C (%)/fsd (%)» es un valor de «Ex.C (%)» en la Tabla 2 dividido por la «FRACClON DE SEGUNDA FASE». Adicionalmente, el diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura es uno en el cual los diametros equivalentes al cfrculo se promedian numericamente. Ademas, los productos de transformacion a baja temperatura se seleccionaron en forma arbitraria, se obtuvieron las respectivas distancias de acercamiento maximo de estos y se establecio un valor promedio de 20 puntos como «VALOR PROMEDIO DE DISTANCIA DE ACERCAMIENTO MAXIMO ENTRE SEGUNDAS FASES».

Se midio la nanodureza Hn mediante el uso de un TriboScope/TriboIndenter fabricado por Hysitron. Como condicion de medida, se midio la dureza del producto de transformacion a baja temperatura a 20 puntos o mas con 1 mN de carga y se calcularon un promedio aritmetico de estos y una desviacion estandar.

Se llevo a cabo una medicion de la «DENSIDAD DE FERRITA TiC», que es una densidad de precipitado de TiC, mediante un metodo de medicion con sonda atomica tridimensional. En primer lugar, se preparo una muestra acicular a partir de una muestra a medir mediante corte y electropulido y mediante el uso de molienda con haces ionicos focalizados, junto con el electropulido, segun se necesite. En la medicion con sonda atomica tridimensional, es posible reconstruir los datos integrados para obtener una imagen de distribucion real de los atomos en un espacio real. Se obtuvo una densidad numerica de los precipitados de TiC a partir del volumen de una imagen de distribucion tridimensional de los precipitados de TiC y la cantidad de precipitados de TiC. Adicionalmente, se llevo a cabo la medicion de una forma que especifica los granos de ferrita y se utilizaron cinco o mas granos de ferrita para cada muestra. Ademas, en cuanto al tamano de los antemencionados precipitados de TiC, se establece como tamano un diametro calculado a partir de la cantidad de atomos que constituyen los precipitados de TiC observados y un parametro de red de TiC que asume que los precipitados son esfericos. De manera arbitraria, se midieron los diametros de 30 o mas de los precipitados de TiC. Un valor promedio de estos fue de 2 a 30 nm o similar.

En cuanto a la propiedad mecanica, se evaluaron las propiedades de resistencia a la tension (YP, TS y El) segun JIS Z 2241-1998 mediante el uso de una pieza de prueba n.° 5 de JIS Z 2201-1998 tomada de la posicion 1/4w o la posicion 3/4W del ancho de la lamina en una direccion vertical a la direccion de laminado. A modo de mdice de la viabilidad de eliminacion de rebabas, se utilizo una prueba de expansion de orificios. Con respecto a la prueba de expansion de orificios, se tomo una pieza de prueba de la misma posicion de donde se tomo una pieza de prueba para la tension y se evaluo la viabilidad de eliminacion de rebabas segun un metodo de prueba descrito en las especificaciones de la Federacion de Hierro y Acero de Japon JFS T 1001-1996.

Luego, para examinar la resistencia a la fatiga por entalla, se tomo una pieza de prueba de fatiga con una forma como se muestra en la FIG. 1, de la misma posicion que se tomo la pieza de prueba de tension, para que el lado en la direccion de laminado fuera un lado largo, y se sometio a una prueba de fatiga. Aqrn, la pieza de prueba de fatiga descrita en la FIG. 1 es una pieza de prueba entallada preparada para obtener la resistencia a la fatiga por entalla. Cada una de las partes de angulos de superficies laterales (cada parte rodeada por una lmea punteada en la FIG. 1) de esta pieza de prueba entallada se encuentra biselada con 1R para pulir en la direccion longitudinal con #600.

Para abordar la evaluacion de la propiedad de fatiga en el uso real de una parte de automovil, se realizo la entalla mediante el punzonado con un punzon de cilindro de la misma forma que la pieza de prueba de expansion de orificios. Adicionalmente, se establecio una separacion de punzados a 12,5%. Sin embargo, en la pieza de prueba de fatiga, la molienda de los acabados finos se llevo a cabo a la profundidad de 0,05 mm o similar desde la capa mas superficial. Se utilizo una maquina de prueba de fatiga tipo Schenck para la prueba de fatiga y se baso el metodo de prueba en JIS Z 2273-1978 y JIS Z 2275-1978. «awk/TS» que es la definicion de la propiedad de fatiga por entalla en la Tabla 3 es un valor de una resistencia a la fatiga de 2 millones de ciclos obtenido mediante esta prueba, dividido la resistencia a la tension.

Se evaluo la propiedad de superficie mediante «DEFECTOS DE SUPERFICIE» y «RUGOSIDAD» antes del decapado. Cuando esta evaluacion es igual o menor que la referencia, a veces se da el caso de que la calidad de la superficie es evaluada segun un patron y una irregularidad de la superficie, por subordinados y clientes, incluso luego del decapado. Aqrn, «DEFECTO dE SUPERFICIE» indica un resultado obtenido mediante el reconocimiento

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visual de la presencia/ausencia de defectos, tales como cascarillas de Si, cascarillas y cascarillas ahusadas, y el caso de los defectos por la presencia de cascarillas se muestra como «x» y el caso de defectos que no contienen cascarillas se muestra como «0». Adicionalmente, uno en el que estos defectos son parciales o como la referencia o menos se considera «LIGERO» que se muestra como «△». La «RUGOSIDAD» se evalua mediante Rz e indica un valor obtenido mediante un metodo de medicion descrito en JIS B 0601-2001. Adicionalmente, siempre que Rz sea 20 pm o menos, la calidad de superficie es un nivel sin problemas.

La resistencia a la corrosion se evaluo mediante la «PROPIEDAD DE TRATAMIENTO DE CONVENSION» Y «RESISTENCIA A LA CORROSION POSCOBERTURA». En primer lugar, se decapo la lamina de acero fabricada y luego se sometio a un tratamiento de conversion en el cual se une una pelfcula de cobertura de fosfato de zinc de 2,5 g/m2 En esta etapa, se llevaron a cabo mediciones de la presencia/ausencia de la carencia de ocultamiento y una proporcion P como «PROPIEDAD DE TRATAMIENTO DE CONVERSION^

El tratamiento de conversion con acido fosforico es un tratamiento que utiliza una solucion qmmica que tiene acido fosforico e iones de Zn como componente principal y es una reaccion qmmica para generar un cristal llamado fosfofilita: FeZn2(PO4)3^4H20 entre los iones de Fe que se licuan de la lamina de acero. Los puntos tecnicos del tratamiento de conversion con acido fosforico son (1) hacer que se licuen los iones de Fe para promover la reaccion y (2) formar cristales de fosfofilita densos en la superficie de la lamina de acero. Particularmente, con respecto a (1), cuando los oxidos atribuibles a la formacion de cascarillas de Si permanecen en la superficie de la lamina de acero, se impide el licuado de Fe y aparece una parte a la cual no se une una pelfcula de cobertura de conversion, que se llama carencia de ocultamiento, debido a que no hay licuado de Fe, se forma una pelfcula de cobertura de conversion anomala que no se forma normalmente en la superficie de un hierro, llamada hopetta: Zn3(PO4^4H20 y de este modo en ocasiones se deteriora el rendimiento luego de la cobertura. Por tanto, es importante hacer la superficie normal, de modo que mediante el licuado de Fe en la superficie de la lamina de acero mediante acido fosforico, sea posible proporcionar iones de Fe en cantidades suficientes.

Esta carencia de ocultamiento puede reconocerse mediante observacion con un microscopio electronico de barrido, se observan 20 campos visuales o similar a un aumento de 1000, y el caso en el que la pelfcula de cobertura de conversion se une uniformemente a la totalidad de la superficie y no puede reconocerse carencia de ocultamiento se denomina como sin carencia de ocultamiento, que se muestra como «0». Ademas, el caso en el que el campo visual con reconocimiento de carencia de ocultamiento es 5% o menos se denomina ligero, que se muestra como «△». Ademas, el caso en el que es mayor que 5% se considera como presencia de carencia de ocultamiento, que se evalua como «x».

Por otra parte, es posible medir la proporcion P mediante el uso de un dispositivo de difraccion de rayos X, se toma una proporcion de una intensidad de difraccion de rayos X P del plano de la fosfofilita (100) y una intensidad de difraccion de rayos X H del plano de la hopetta (020) y se evalua la proporcion P mediante proporcion P = P/(P + H). Es decir, la proporcion P representa la proporcion de hopefta y de fosfofilita en la pelfcula de cobertura obtenida mediante la realizacion del tratamiento de conversion, y significa que cuando la proporcion P es mayor, hay mas contenido de fosfofilita y se forman cristales de fosfofilita densos en la superficie de la lamina de acero. En general, es necesario que la proporcion P > 0,80 para cumplir con el rendimiento anticorrosion y el rendimiento de cobertura, y en entornos corrosivos severos tal como en una region de descongelamiento con dispersion de sal, es necesaria una proporcion P > 0,85.

Luego, con respecto a la resistencia a la corrosion, se llevo a cabo una cobertura por electrodeposicion con un espesor de 25 pm luego del tratamiento de conversion y se llevo a cabo un tratamiento de cobertura y horneado a 170°C x durante 20 minutos, y luego se hizo una incision con una longitud de 130 mm en una pelfcula de cobertura por electrodeposicion para alcanzar el hierro de base con un cuchillo con borde afilado, y en condiciones de pulverizado de sal descritas en JIS Z 2371, se llevo a cabo una pulverizacion de sal al 5% a una temperatura de 35°C durante 700 horas de forma continua, y luego se aplico una cinta (Nichiban Co., Ltd. 405A-24 JIS Z 1552) con un ancho de 24 mm y con una longitud de 130 mm en la parte de la incision paralela a la parte de la incision, y se midio el ancho maximo de la pelfcula de cobertura desprendida que se obtuvo luego de desprender la cinta. Este ancho maximo de pelfcula de cobertura desprendida mayor que 4 mm definio que la resistencia a la corrosion es inferior.

A continuacion, se explicaran los resultados. Adicionalmente, con respecto a los aceros numero 32, 36 y 46, se paso la lamina por una lmea de galvanizado por inmersion en caliente de aleacion luego del decapado, y a una temperatura de bano de Zn de 430 a 460°C, se llevo a cabo un bano de inmersion de galvanizado, y de estos en el acero 32 y el 46 se llevo a acabo ademas un tratamiento con aleaciones a una temperatura de aleacion de 500 a 600°C.

Los aceros numero 1, 4, 9, 10, 11, 20, 23, 24, 25, 26, 27, 28, 29, 30, 31, 32, 33, 34, 35, 36, 37, 38 y 39 son segun la presente invencion.

Estas laminas de acero son laminas de acero de grados de 540 MPa y mayores que contienen cantidades predeterminadas de componentes de acero y en las cuales en la posicion de 1/4 de espesor del espesor de lamina, una microestructura es una fase dual, donde su fase principal se compone de ferrita poligonal reforzada por

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precipitacion mediante carburo de Ti y su segunda fase se compone de 1 a 10% en fraccion de area (fsd (%)) de productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma de isla, se cumple 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 (Ex.C (%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]}), un diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura es de 3 a 15 pm, y un valor promedio de una distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es de 10 a 20 pm, y es posible obtener laminas de acero de resistencia elevada con un valor de expansion de orificios y > 70%, con una propiedad de fatiga por entalla de aWK/TS > 0,35, y con defectos ligeros de superficie o sin defectos de superficie.

Los aceros numero 32 y 39 contienen acero K y R, que intencionalmente no contienen Si, respectivamente, y el contenido de Si de estos es 0 o un nivel de impurezas. Sin embargo, los aceros numero 32 y 39 tambien cumplen la propiedad mecanica de la presente invencion.

Los aceros diferentes a los anteriores se encuentran fuera del intervalo de la presente invencion debido a las siguientes razones.

Es decir, con respecto al acero numero 2, la temperatura de calentamiento se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no puede obtenerse la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension es baja.

Con respecto al acero numero 3, la proporcion de reduccion total de laminado en bruto se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 5, la cantidad de pasadas de 1050 a 1150°C y a 20% o mas se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion del acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 6, el penodo de tiempo hasta el inicio del laminado de acabado se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension y el valor de expansion de orificios son bajos.

Con respecto al acero numero 7, la temperatura de inicio de laminado de acabado se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension es baja.

Con respecto al acero numero 8, la proporcion de reduccion total del laminado de acabado se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 12, la temperatura de terminacion del laminado de acabado se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 13, la temperatura de terminacion del laminado de acabado se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 14, el penodo de tiempo hasta el enfriamiento se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension y el valor de expansion de orificios son bajos.

Con respecto al acero numero 15, la tasa de enfriamiento del enfriamiento (a) se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y el valor de expansion de orificios y la propiedad de fatiga por entalla son bajos.

Con respecto al acero numero 16, la temperatura de detencion de enfriamiento del enfriamiento (a) se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tension y la propiedad de fatiga por entalla son bajas.

Con respecto al acero numero 17, la temperatura de detencion de enfriamiento del enfriamiento (a) se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tension y la propiedad de fatiga por entalla son bajas.

Con respecto al acero numero 18, la tasa de enfriamiento del enfriamiento (b) se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension y el valor de expansion de orificios son bajos.

Con respecto al acero numero 19, el penodo de tiempo de mantenimiento del enfriamiento (b) se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la

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microestructura predeterminada y la resistencia a la tension y la propiedad de fatiga por entalla son bajas.

Con respecto al acero numero 21, la tasa de enfriamiento del enfriamiento (c) se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y el valor de expansion de orificios y la propiedad de fatiga por entalla son bajos.

Con respecto al acero numero 22, la temperature de bobinado se encuentra fuera del intervalo del metodo de fabricacion de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 40, el contenido de C se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 41, el contenido de C se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que no puede obtenerse la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension es baja.

Con respecto al acero numero 42, el contenido de Si se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que la propiedad de superficie es mala.

Con respecto al acero numero 43, el contenido de Mn se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que se da un agrietamiento de los planchones que hace imposible el laminado.

Con respecto al acero numero 44, el contenido de Mn se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension es baja.

Con respecto al acero numero 45, el contenido de P se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que la dilatacion y la propiedad de fatiga por entalla son bajas, debido a una fragilizacion.

Con respecto al acero numero 46, el contenido de S se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que MnS se vuelve un punto de inicio de una grieta y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 47, el contenido de N se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que TiN grueso se vuelve un punto de inicio de una grieta y el valor de expansion de orificios es bajo.

Con respecto al acero numero 48, el contenido de Ti se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la propiedad de fatiga por entalla es baja.

Con respecto al acero numero 49, el contenido de Ti se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y la resistencia a la tension es baja.

Con respecto al acero numero 50, el valor de Ti* se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansion de orificios y la propiedad de fatiga por entalla son bajos.

Con respecto al acero numero 51, el contenido de Al se encuentra fuera del intervalo de acero de la presente invencion, por lo que no se puede obtener la microestructura predeterminada y el valor de expansion de orificios es bajo.

% en masa

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IT <: -< pa O Uh o 3^ -r? - Vi a CS Pm *!^y :pel Qrt H K1 ■nj 4P U -O

imagen1

: §| <1 - - .......CONDICION DE FABRIGACION

: hAU 1 UK METALURGICO CALENTA MIENTO LAMINADO EN BRUTO

S LLI <:: f i £ 8 is 1 0 *2 1 i a -2 He si- LLI CO Cl Z 11 1- h- Ex.C (%} er i| gl □j ^ Cl z -= LLI m S i— < § 121 3 £ i= £ 2 S ■|1 2| 1 e0 3 1 __i < 5 i— t- z < u PROPOR. REDUCC. TOTAL (%) 2° S s o < si z < < its 1 i s m = « g S 8 lai o u o z LLI CL t w S S Sg Q _ 1 ii sill oiss isg5*

PRESENTE INVENCION: i A 1192 m6 0.0236 1230 90 7 s; 3 60 85

ACERO COMPARATIVO: 2 A 1192 806 0.0236 1150 90 7 87 3 30 75

ACERO COMPARATIVO: 3 A 1192 806 0.0236 1230 90 5 54 3 60 125

PRESENTE INVENCION: 4 A 1192 806 0.0236 1230 90 3 75 1 60 90

ACERO COMPARATIVO: 5 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 0 60 100

ACERO COMPARATIVO: 6 A 1192 506 0.0236 1230 90 7 87 3 210 160

ACERO COMPARATIVO: 7 A 1192 m 0.0236 1230 90 7 87 3 60 35

ACERO COMPARATIVO: S A 1192 506 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

PRESENTE INVENCION: 9 A 1192 806 0.0236 1230 45 7 87 5 45 75

.-PRESENTS INVENCION: 10 A 1192 806 0.0236 1250 90 7 87 3 60 S3

PRESENTE INVENCION: n A 1192 806 0.0236 1230 H 90 7 87 3 60' 85

ACERO COMPARATIVO: 12 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 J ISO 100

ACERO COMPARATIVO: 13 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 3 60 S5

ACERO COMPARATIVO: 14 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 3 60 S5

ACERO COMPARATIVO: 15 A 1192 S06 0.0236 1230 90 7 87 3 60 s;

ACERO COMPARATIVO: u A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

ACERO COMPARATIVO: 17 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

ACERO COMPARATIVO: IS A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

ACERO COMPARATIVO: 19 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

PRESENTE INVENCION: 20 A 1192 806 0.0236 1230 90 7 87 7 45 70

ACERO COMPARATIVO: 21 A 1192 S06 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

ACERO COMPARATIVO: 22 A 1192 SOe 0.0236 1230 90 7 87 3 60 85

PRESENTE INVENCION: 23 B 1137 312 0.0279 1200 120 5 81 2 120 95

PRESENTE INVENCION: 24 C 1116 902 0.0250 1200 120 5 81 2 120 95

PRESENTE INVENCION: 25 J> 965 823 0.0105 1200 120 5 SI 2 120 95

PRESENTE INVENCION: 26 E 1247 802 0.0620 1250 30 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 27 F 1IM 810 0.0260 1230 60 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 23 G 1206 813 0.0299 1230 60 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 29 H 1196 831 0.0268 1230 60 9 S6 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 30 1 1203 ?68 0.0286 1230 60 9 86 i 90 90

PRESENTE INVENCION: 31 J 1191 742 0.0254 1230 60 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 32 K 1206 707 0.0303 1230 60 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 33 L 1195 355 0.0254 1230 60 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 34 XI 1206 8J1 0.0299 1230 60 9 86 7 90 90

PRESENTE INVENCION: 35 N 1197 794 0.0242 1210 IOC1 5 81 2 120 95

PRESENTE INVENCION: 36 O 1199 808 0.0311 1210 100 5 81 2 120 93

PRESENTE INVENCION: 37 P 1193 836 0.0285 1210 100 $ 81 2 120 95

PRESENTE INVENCION: 38 _2_ 1240 814 0.0129 1250 45 9 86 ? 90 90

PRESENTE INVENCION: 39 R 1127 817 0.0451 1180 150 5 31 2 120 9i

ACERO COMPARATIVO: 40 S 1274 789 0.093? 1260' 40 9 86 7 90 90

ACERO COMPARATIVO: 41 T 1005 824 -0,0235 3150 180 i 77 l 150 100

ACERO COMPARATIVO: 42 U 1201 855 0.0319 1230 45 9 86 7 90 90

ACERO COMPARATIVO: 43 V 1201 683 0.0277 AGR IETAMIENTO DE PLANCHONES

ACERO COMPARATIVO: 44 w 1191 931 0.0259 1220 70 5 St 2 120 95

ACERO COMPARATIVO: 45 X 1207 813 0.0333 1220 70 5 81 2 120 95

ACERO COMPARATIVO: 46 Y 1199 815 0.0337 1220 70 5 BE 2 120 93

ACERO COMPARATIVO: 47 z 1210 810 0.0467 1230 70 5 81 2 120 95

ACERO COMPARATIVO: 48 & 1257 809 0-0041 1260 30 9 86 7 90 90

ACERO COMPARATIVO: 49 b 933 812 0.0580 1150 180 5 81 2 120 93

ACERO COMPARATIVO: 50 c 1065 S14 0.0626 1150 180 5 81 2 120 95

ACERO COMPARATIVO: 51 | d 1201 S90 0.0316 1220 70 5 81 2 120 95

: g £ si CONDICION DE FABRICACION

LAMINA DO DE ACABADO: ENFRIAMIENTO

ENFRIAMIENTO PRIMERA FASE: ENFRIAMIENTO SEGUNDA FASE ENFRIAMIEN. "ERCERA FASI ENFRIAM. TOTAL

S 3 3 Jr I g . z Cl. — i 5: o o It il £ 8 1 £ t ^ | 2 S 3 3 1 a; < < O S O £ O z Q- Ct LU o_ | _ _i 111 E < Q a- all 3ll g s s —1 < lU ■ > U 0 Q 1 < < al e Vi if ill E LL 2L LU Z 3 i= lu CD gSa g| □_ 2 g 1 g t E a: cj LL. LU z ^ LU (J 3 2 -s ■i i □ 11 •— LU 2 1 g £ a Z ^ LU O — g " s a p e If s z < E ■1" i i Si h E LL. •— UJ 1 LU O 11 C£! CD LL. LU Z to LU ^ 5 p 3 § c z ca 0 CD CL 2 1 ■si cr> i- = 2 b ^ li =5

PRESENTE INVENCION: i ]m 90 IS 720 8C6 920 1.1 50 @3 5 ; 4 6® 70 1W us

ACERO COMPARATIVE): i 1003 90 II 780 Soj m 1.0 <0 sw 3 4 660 ' 7D 300 _ 0.19

ACERO COMPARATIVC: 3 LftM 94 21 TOO 306 SlO u 50 m 5 4 660 : 70 3W 0.L9

PRESENTE INVENCION: 4 n» 90 IS 720 306 920 u 50 653 i 4 M0 to 300 0.19

ACERO COMPARATIVC: 5 1040 90 31 720 306 920 ; u si jig S 4 S60 to 300 M?

ACERO COMPARATIVC: a L01CP 90 31 8W 910 ; 1.1 50 6B0 3 4 6® to 1W 0.19

ACERO COMPARATIVC: 7 9C IE 900 30‘S 0.9 40 630 3 4 660 60 100 m .

ACERO COMPARATIVC: s 1040 a 12 720 m 9« 1.1 40 «D 5 4 660 10 WO uo

PRESENTE INVENCION: 9 L&M 90 11 650 866 DfO 1.2 40 «15 5 4 655 60 500 0.19

PRESENTE INVENCION: LA LCJO 34 U 7» 80S im 1.1 50 6B0 j 4 SWD « 50 0.15

PRESENTE INVENCION: it LOW W _ 38 3® 805 3® 2.1 H *u J 5 643 7? 50 0.17

ACERO COMPARATIVO: 12 Loib 90 IE ■ICO m M 2.9 ii 670 5 j M3 75 St -

ACERO COMPARATIVC): L3 LOW) 90 18 850 m I.C-20 0-9 » (60 5 J 665 5fl 0.20

ACERO COMPARATIVO: 14 L0+3 90 18 400 508 STO if 55 670 5 i 645 I si cat

ACERO COMPARATIVO: 11 Lfua M 1$ IK m 9W LI f 710 J * 690 W St 2i5

ACERO COMPARATIVO: w s m 90 IS 730 806 m U 30 Sffi j 4 ISS m 50 0.58

ACERO COMPARATIVE: tf L0*& 90 18 720 m m M 65 ili i 4 500 m 50 m

ACERO COMPARATIVO: Li im 90 18 no 506 9M LI $0 670 a 2 640 60 50 0.15

ACERO COMPARATIVO: L9 : C4C » IS 720 8fl6 92D U 50 670 5 n (ip 50 50 0.L2

PRESENTE INVENCION: if) E0W 90 18 750 Wc 930 1.3 50 470 3 J 650 S3 200 11.17

j\CERO COMPARATIVO: 21 IMA 90 18 730 866 920 m 50 670 4 650 5 50 0,19

ACERO COMPARATIVO: a MIA 90 Li 730 Hfc 920 1,1 SO en 5 ' 4 650 60 (ft 0,L£

PRESENTE INVENCION: a 5Q2A 9L 20 720 ELI 900 LI 401 6SS 6 4 m 65 L50 021

PRESENTE INVENCION: 24 im 91 2D 902 m i-{ 70 no $ 4 675 76 !» 11.40

PRESENTE INVENCION: iS 105A 91 2D ra 523 930 3.1 50 690 6 4 665 65 i$0 0 23

’RESENTE INVENCION: 25 IW t> 16 620 Sill aw 1.3 JS 680 5 5 W! 65 350 0,21

’RESENTE INVENCION: 27 low 8P 16 650 SL0 870 LI 40 685 3 4 fle) 65 350 0J1

PRESENTE INVENCION: 28 1000 91 10 720 m M0 u 40 685 6 4 6® 50 m 0J2

PRESENTE INVENCION: 29 1030 w 22 730 835 965 IT 7S 110 T 4 6ED j| 2» 0.25

PRESENTE INVENCION: M 1010 99 16 620 76S 370 1.3 it (00 5 $ 655 CLi

PRESENTE INVENCION: 31 10CO 98 15 380 742 850 1.4 U m 4 10 61? 45 150 0.S6

PRESENTE INVENCION: 11 tow 88 u JS® in 850 t4 li 6W3 4 15 6JO 45 2W au

PRESENTE INVENCION: JS LWQ 91 20 710 $55 ! 920 1.1 40 710 6 4 685 40 150 6J7

’RESENTE INVENCION: H 1020 PL 20 720 ui SOD 1,1 10 m 6 ; 4 j?g 40 350 028

’RESENTE INVENCION: 35 1010 8? 15 5 40 TM s® 1.41 H 6io i 5 m 40 3» 02 L i

’RESENTEINVENCION: 35 10W n 29 710 $08 m 1.1 40 eso 6 4 653 40 3!t 021

PRESENTE INVENCION: Sf LAW 91 20 720 S!fl m U 10 as 6 i 660 40 JSD 0.23

PRESENTE INVENCION: 38 1003 91 20 720 514 m t.l 44 sts 4 i m 75 so 021

PRESENTE INVENCION: 3} LOW 9l 20 Jin S17 S9fl i.i 45 670 : ft 4 645 1 75 50 0.19

\CERO COMPARATIVO: 40 I0W 91 20 720 789 900 LI 45 675 6 4 650 75 50 0.16

ACERO COMPARATIVO: 4t LOW 9] 2A 720 824 590 3,1 +0 m 6 4 663 75 tt 024

ACERO COMPARATIVO: 42 LOW 91 SO 7JD 835 890 : it 40 700 6 4 675 EA nr- 0.29

ACERO COMPARATIVO: 43 AGRIETAMIENTO DE PLANCHONES

ACERO COMPARATIVO: 44 1305 93 20 720 HI 985 i.i 50 725 6 4 7£B 39 50 t.M

ACERO COMPARATIVO: 45 £010 91 20 no 513 H90 3.1 40 fiS5 6 4 73 50 021

ACERO COMPARATIVO: 46 1000 91 20 720 815 m 3.1 40 | 690 6 4 655 75 50 &2J

ACERO COMPARATIVC: 47 1000 89 16 3(0 370 1.2 40 635 c 4 66? 75 JO 0-21

ACERO COMPARATIVC: « 3000 91 20 fa 309 830 1.1 40 m 6 4 m f) 30 021

ACERO COMPARATIVC: 49 sot; ij IS UK $12 HI i..1 JS Of 4 S as; 75 50 023

ACERO COMPARATIVC: 5Q 3010 S9 16 62® $14 $7® i: JJ m S 5 6M 75 50 92J

ACERO COMPARATIVC: SI W20 91 » 720 S» 9W LI 35 72S 6 4 700 to 50 ifl

o UJ 2 o et UJ O •4: MICROESTRUCTURA

MICROESTRUCTURA: DENSIDAD TiC FERRITA (PIEZA/ can3) 3 ^ 5 2 02 < LJJ Q 3 * | | | | 3 5=? lA U *4 S " LL- 3 ^ LlI S3- 01 't ■? E 2l O z T= z 3a < O 2 LJJ <A UJ Sg g -•■L a s2 ? “> z * g? i at < 3 S 8 S < z P----------- oS- i!1 1 & % t s ^ t £ Q £ Cl 0 . u_ Q « 2 ^ s 2s- t 5 s 1 II LJ UJ

1: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION i»lo“ FORMA ISLA a. e 0.0059 L1 9 1.0 8-0 1S.S

2: EE±y JMO’3 FORMA ISLA 5 J 0.0047 10 2 0.9 12.0 10,0

i: PF + M REFORZ POR PRECIPITACION JVJO" FORMA ISLA 9.0 00026 7.0 0.6 ISO u

! <: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION 6*I0“ FORMA ISLA 4-0 0.0059 11.0 1.0 15.0 10.0

! 5: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION JMO* FOR PELICULA 3.5 0.0067 LJJ 1,1 14 0 12-2

1 4: pf+m intil FORMA ISLA 3,0 0.0079 L4i.0 Li 17.0 ll.fi

7: Pf+M 3»I0C FORMA ISLA 5.0 0.0047 10J 0.9 7,0 17.1

a: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION i»l h'e FORMA ISLA 9j0 0.0026 7.0 0,6 UU

9: PF + M REFORZ POR PRECIPITACIONi pm" FORMA ISLA 5.0 0.0047 10.2 0.9 I1.0 10.9

50: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION 3*1#“ FORMA ISLA 5.5 0.0043 0.5 as L5.0 11.0

El: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION FORMA ISLA d.5 0.0052 II .0 0.9 13.0 12,0

u: F + M TRA BAJA DOS 2»10’ EST. ALINEADO 3.0 0.0079 14.9 u 20.6 ifi

13: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION 5«U>“ FORMA ISLA 1LS O.OOOS 4.1; jy 1*0 6.0

14: PF*-\1 FORMA ISLA 5,0 0.0047 10.2 0.9 3,7

15: EEaP j»|Ou -- __ _

Id: a NO OBSERV. __ _ -

1?: B NO OBSERV _ - _ _ _

IS: PF-tM iOSli' FORMA ISLA 14.0 CI.0C24 6.6 0.6 12.0 5.0

1 19: i NO OBSERV. - - - __ _

[ 20: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION FORMA ISLA 3.0 0.W79 14.9 U 12.0 L4.7

1 2i: FF+P 2£19U - - - _ _

22: EF-B-GRUESOB w _

13: PF + M REFORZ POR PRECIPITACION 3»10“ FORMA ISLA 3j0 0.0093 £7.1 Li 11.0 IS.2

14: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION FORMA ISLA 3j0' 0.0083 63.7 u 12.0 16.7

13: PF ♦ M REFORZ. POR PRECIPITACION |K1U» FORMA ISLA 2.0 0.0053 1143' 0.9 15.0 20.0

it: PF + M REFORZ POR PRECIPITACION S'JO1* FORMA ISLA 00077 t4C Jii 6.0 125

27: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION s»io“ FORMA ISLA .5.0 0.0052 IM 0.9 7.0 i.7a

IS: PF +tM REFORZ POR PRECIPITACION FORMA ISLA 5.0 00060 62.1 2.0 IO 0 12,0

19: PF +tM REFORZ POR PRECIPITACION FORMA ISLA 4.0 3 0067 I3J l.l 0.0 16.7

JO: PF + tM REFORZ. POR PRECIPITACION JH1* FORMA ISLA 6,o 3.0048 60.2 0.9 7,0 14.3

31: PF + tM REFORZ POR PRECIPITACION J«10,A FORMA ISLA 5.0 0.0051 BCkT 0.9 9.0 13.3

32: PF + tM REFORZ. POR PRECIPITACION T*I01S FORMA ISLA 10.0 30013 7.6 0.6 60 10.0

33: PF + tM REFORZ POR PRECIPITACION i*104e FORMA ISLA 5.0 3.0051 10.7 0.9 7.0 17.1

34: PF + tM REFORZ. POR PRECIPITACION J'l*11 FORMA ISLA 4.0 0.0075 H.3 1,2 9.0 !S.T

35: PF +tM REFORZ. POR PRECIPITACION 4*10^ FORMA ISLA 1.0 30081 U,i hi £2.0 16.7

36: PF +tM REFORZ. POR PRECIPITACION JxlO11 FORMA ISLA 5,0 00062 12.4 1.1 10.0 12.0

3?: PF + tM REFORZ POR PRECIPITACION 3M01* FORMA ISLA 6.o ; 00047 10,2 0.9 6.0 16.7

33: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION j-ia” FORMA ISLA 5.0 j 0,002* 6.9 0.6 6.0 15.0

: >;: PF + M REFORZ POR PRECIPITACION 3>T0“ FORMA ISLA 5 0 3.0090 16,7 Id sit 17. S

4*: PF + M REFORZ POR PRECIPITACION j*io” EST. ALINEADO 1LC 3.0030 7.6 0.0 uo

41: JSE ad. . - *.

! 42: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION 5»1011 FORMA ISLA 40 30080 15.1 J-3 9,0 £6”

43: AGRIETAMIENTO DE PLANCHON ES

+4: D NO OBSERV - -

it: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION jxtol* FORMA ISLA 4-0 3.0083 15,6 1A 9,0 16.7

44: PF + M REFORZ. POR PRECIPITACION W’ FORMA ISLA J,* 3.0067 15.2 1.1 10.0 12.0

47: Fi±M FORMA ISLA n 3.0067 13,1 l.l 11.0 it

48: PF REFORZ. POR PRECIPITACION 5* lo“ ~ _

49: EE±M txltf FORMA ISLA 5.0 3 0116 20.6 u 15,0 LO

54}: PF*\1 NO OBSERV FORMA ISLA im 0.0057 11.6 10 6.0 u

51: F + M TRA BAJA DOS j.nc' EST. ALINEADO 40 ■3,0079 15,3 M ilfi n

o re LU •=5 Z Q re uy <_>: PROPIEDAD MECANICA PROPIEDAD DE SUPERF1CIE RESISTENC1A A LA CORROSION

PRUEBA TENSION: EXPANSION ORIFICIOS FATIGA ENTALLA DEFECTO SUPERF1CIE RUGOSIDAD PROPIEDAD TRATAMIENTO CONVERSION CORROSION POSCOBERTURA

YP (MP»): TS (MPa) Ei P‘3 1 w 6WK /tfWC O:NINGUN0 A:ligero *: PRESENCIA Rz 0*9 PRESENCIA1AUSENCIA DE CARENC1A DE OCULT. OrNINGUNO A: LIGERO x: PRESENCIA PROPOR CION P ANCHO MAX. DESPRENDIDA (mm)

i: S93 790 24.2 118 0,41 O 15.3 o 0,95 22

2: 402 538 34.7 115 Mi o 19.7 6 0,90 0,5

3: 59: 7!2 23,6 38 ML_ 0 W.7 0 0.93 3.1

4: 606 798 23.5 79 0.36 o 13.0 0 035 2.6

3: 612 606 122.8 44 0-35 o 10.9 0 0.90 0.3

&: 3T7 532 34.8 _______2_______ 0.34 o 14.3 o 0.85 04

7 8 ': 576 522 id-0 126 m o 13.4 o 0.39 1,9

633: 814 23:0 46 0.34 6 16.6 0 0.88 01

9: 599 TS- 24.3 136 036 o 19.5 0 0.39 1.1

10: 610 793 14.0 74 0.35 0 17.9 o 0.80 0.9

11: 603 787 24.1 SI 037 5 16.4 0 0.39 27

o: 588 784 23.2 54 0.35 o u.i o 037 0.9

13: 623 3 21 19.1 41 Hil 0 12.5 o 0 89 2.5

14: 393 508 35.0 _______& 0.34 o 16.3 o OM 2.0

13: 568 741 24.3 42 o 1U o 0.92 1.1

16: 461 J2 31.0 116 0.23 o 14.7 o 0.89 0.9

_r is: 470 539 30.0 108 fcE o tl.9 0 0.91 0,8

m: i£L 35.1 41 0.35 o 15.7 o 0.83 10

!9: 46i 526 30. a ill 0.24 o 17.1 0 0.9! 30

20: 5S4 780 34.5 127 8.37 o 13 A o 0.93 0.1

21: ssa 722 25. J a _ 0J2 o 16.3 o 0-93 0.1

22: 629 784 20.0 39 8.33 o 10,6 0 0-95 1-6

23: 439 512 31.0 153 0.40 0 16 6 0 0.92 02

21: 40! 544 34.9 171 0.36 ACASC. DE Si 27.4 X 0,71 4J

2?: 413 561 34.5 m 0,38 O 15J 0 0.93 2.9

26: 659 87S 21.6 106 0.39 Q 20.3 0 0.87 2.7

27: 618 824 113 0J6 ACASC. DE S Hi * 0.68 43

IS: 603 80S 23.6 115 036 ACASC. DE S 121 0 0.87 i-i

29: 406 541 35. L 172 0J9 o U3 0 0.91 ii

50: _3L_ 936 20.3 99 0.3* o 19 i o 0.91 Z5

31: 744 992 192 94 0-31 62 CASCAR. 20.0 0 0.92 3.2

31: 843 1131 16.8 82 0.31 A CASCAR. 19.2 o 0-95 0.3

33: G3E 341 22.6 lit 0J7 A CASCAR. 16 9 0 0.94 07

34: »i 758 24.1 118 0.40 0 163 0 0.93 3.0

35: 486 648 29.1 944 0.38 O 12,& 0 0.92 OJ

36: 611 616 2.1,3 114 0.39 o 1U o 0.90 0J

37: 615 820 23.2 113 0.39 o 11.7 o 0.86 3 A

33: 602 602 23.7 116 038 o 17.9 A 0.80 4.2

39: JOS 675 28.1 138 0.37 ACASCAR. 13.3 0 0.88 0.8

4Q_ 41: 69S 948 13.i _______a .. 036 ACASCAR. 11,6 o 0.93 0.2

366: _iiL. 37,0 128 0.35 o 14.4 0 0.92 3.0

u: 634 871 21.0 96 0.37 ACASC. DE Si ______iLL X 0.61 7.9

43: AGRIETAMIENTO DE PLANCHONES

14: 373 496 36,5 144 0J6 O 18 7 G •0.92 0.8

45: 655 860 14,0 | 71 o 175 0 0,91 3.7

46: 510 800 22.0 £ ... 0.33 ACASCAR. 13.7 0 0.94 0.1

47: 518 690 24.0 Si 034 A CASCAR. 13,7 0 0-90 1.3

48: 414 821 18.0 86 £CASCAR 137 0 D.93 0.9

49: 342 520 34.0 tt 0,38 o 11.5 0 0.87 0.1

50: 605 738 19,0 68 0.25 o 13.7 0 0,94 1.4

31: 695 766 11.0 a 0-34 ACASCAR. 129 0 0.87 ii

Aplicacion industrial

Es posible utilizar la lamina de acero de fase dual de la presente invencion para diversos usos, tales como la construccion de barcos, construccion, puentes, estructuras mantimas, recipientes de presion, tubenas de 5 conduccion y partes de maquinas, ademas de miembros de automoviles que requieren viabilidad, capacidad de expansion de orificios y capacidad de plegabilidad, asf como una resistencia elevada, tales como miembros de laminas internas, miembros estructurales y miembros bajos.

Claims

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35

REIVINDICACIONES

1. Una lamina de acero de fase dual que tiene una resistencia a la tension de 540 MPa o mayor, que consiste en:

% en masa,

C: 0,01 a 0,1%;

Mn: 0,2 a 3%;

Al: 0,04 a 1,5%;

Ti: 0,015 a 0,2%;

Si: 0 a 0,5%;

Nb: 0 a 0,06%;

Cu: 0 a 1,2%;

Ni: 0 a 0,6%;

Mo: 0 a 1%;

V: 0 a 0,2%;

Cr: 0 a 2%;

W: 0 a 0,5%;

Mg: 0 a 0,01%;

Ca: 0 a 0,01%;

REM: 0 a 0,1%;

B: 0 a 0,002%;

P: 0,01% o menos;

S: 0,005% o menos;

N: 0,01% o menos, en los cuales

[Ti] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S] > 0% se cumple y

cuando se establece Ex.C (%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]}, 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 se cumple, donde la fraccion de area de la segunda fase se establece a fsd (%), y

un equilibrio que se compone de Fe e impurezas, donde

en la posicion de 1/4 de espesor de un espesor de lamina, una microestructura es una fase dual con su fase principal compuesta de ferrita poligonal reforzada por precipitacion mediante carburo de Ti y su segunda fase se encuentra compuesta de 1 a 10% en fraccion de area (fsd (%)) de productos de transformacion a baja temperatura dispersos en forma plural, y

un diametro de cristal promedio del producto de transformacion a baja temperatura es de 3 a 15 pm y un valor promedio de una distancia de acercamiento maximo entre los productos de transformacion a baja temperatura es de 10 a 20 pm.
2. La lamina de acero de fase dual segun la reivindicacion 1, que comprende:

% en masa,

Si: 0,02% a 0,5%.
3. La lamina de acero de fase dual segun la reivindicacion 1 o 2, que comprende: uno o dos o mas de

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% en masa,

Nb: 0,005 a 0,06%;

Cu: 0,02 a 1,2%; '

Ni: 0,01 a 0,6%;

Mo: 0,01 a 1%;

V: 0,01 a 0,2%;

Cr: 0,01 a 2%; y W: 0,01 a 0,5%.
4. La lamina de acero de fase dual segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende: uno o dos o mas de

% en masa,

Mg: 0,0005 a 0,01%;

Ca: 0,0005 a 0,01%; y REM: 0,0005 a 0,1%.
5. La lamina de acero de fase dual segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, que comprende:

% en masa,

B: 0,0002 a 0,002%.
6. La lamina de acero de fase dual segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, donde se lleva a cabo un galvanizado en su superficie.
7. Un metodo de fabricacion de una lamina de acero de fase dual segun cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6 que comprende:

sobre un planchon que consiste en:

% en masa,

C: 0,01 a 0,1%;

Mn: 0,2 a 3%;

Al: 0,04 a 1,5%;

Ti: 0,015 a 0,2%;

Si: 0 a 0,5%;

Nb: 0 a 0,06%;

Cu: 0 a 1,2%;

Ni: 0 a 0,6%;

Mo:0 a 1%;

V: 0 a 0,2%;

Cr: 0 a 2%;

W: 0 a 0,5%;

Mg: 0 a 0,01%;

Ca:0 a 0,01%;

REM: 0 a 0,1%;

B: 0 a 0,002%;

P: 0,01% o menos;

S: 0,005% o menos;

5 N: 0,01% o menos,

en los cuales [Ti] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S] > 0% se cumple y cuando se establece Ex.C (%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]}, 0,001 < Ex.C (%)/fsd (%) < 0,01 se cumple, y

un balance que se compone de Fe e impurezas, al llevar a cabo un calentamiento a una temperatura SRTmin (°C) o mayor, que se define mediante la Expresion (1) mas adelante y luego, en el laminado en caliente, al llevar a cabo el 10 laminado en bruto a una proporcion de reduccion de 20% o mas en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C durante al menos una pasada, donde la proporcion de reduccion total del laminado en bruto no es menor que 60% ni mayor que 90% y luego, al iniciar el laminado de acabado dentro de los 150 segundos en una zona de temperatura de 1000°C o mayor y menor que 1080°C, y al terminar el laminado de acabado con la proporcion de reduccion total para multiples pasadas no menor que 75% ni mayor que 95% en una zona de 15 temperatura no menor que una temperatura de punto de transformacion Ar3 + 50°C ni mayor que 1000°C; y dentro de los 3 segundos, al llevar a cabo el enfriamiento a menos que la temperatura de punto de transformacion Ar3 a una tasa de enfriamiento promedio de 15°C/seg o mas, y luego al llevar a cabo el enfriamiento a una zona de temperatura mayor que 600°C a una tasa de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un penodo de tiempo de 1 segundo o mas y menos que 100 segundos, y luego al llevar a cabo el enfriamiento a una zona de 20 temperatura de 350°C o menos a una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o mas y llevando a cabo el bobinado;

SRTmin = 10780/(5,13 - log([Ti] x [C])} -273 Expresion (1).
8. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun la reivindicacion 7, que comprende ademas:

en el laminado en caliente, llevar a cabo el laminado en bruto a una proporcion de reduccion de 20% o mas en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C para las multiples pasadas.

25 9. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun la reivindicacion 7 u 8, que comprende

ademas:

llevar a cabo el enfriamiento a una zona de temperatura de 100°C o menos y llevar a cabo un bobinado.
10. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun cualquiera de las reivindicaciones 7 a 9, donde

30 se lleva a cabo el enfriamiento a la zona de temperatura mayor que 600°C a una tasa de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un penodo de tiempo de 1 segundo o mas y menos que 100 segundos, de modo que, cuando se expresa la longitud de difusion acumulativa total Ltotal de Ti en ferrita mediante la Expresion (3) mas adelante al sumar una longitud de difusion L de Ti en ferrita expresada por la Expresion (2) mas adelante durante un penodo de tiempo breve At/seg de una temperatura de terminacion de enfriamiento al bobinado, se cumpla 0,15 < 35 Ltotal < 0,5;

L = VD(T + 273)t Expresion (2)

Ltotal = lV(D(T + 273)At) Expresion (3)

Aqrn, D(T + 273) es un coeficiente de difusion de volumen a T °C; t es un penodo de tiempo de difusion; D(T) se expresa mediante la Expresion (4) mas adelante utilizando un coeficiente de difusion D0 de Ti, una energfa de 40 activacion Q y una constante de gas R;

D(T) = D0 x Exp(-Q/R^(T + 273)) Expresion (4).
11. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun cualquiera de las reivindicaciones 7 a 10, donde

en el desarrollo del enfriamiento a la zona de temperatura mayor que 600°C a una tasa de enfriamiento promedio de 45 10°C/seg o menos durante un penodo de tiempo de 1 segundo o mas y menos que 100 segundos, se sumerge una lamina de acero en un bano de galvanizacion para galvanizar su superficie.
12. El metodo de fabricacion de la lamina de acero de fase dual segun la reivindicacion 11, que comprende ademas:

en una lamina de acero de fase dual galvanizada, llevar a cabo un tratamiento de aleacion en un intervalo de temperatura de 450 a 600°C.