ES2654055T3

ES2654055T3 - Chapa de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una capacidad de alargamiento altamente uniforme y una expansibilidad de agujeros excelente y procedimiento para fabricar la misma

Info

Publication number: ES2654055T3
Application number: ES12774097.5T
Authority: ES
Inventors: Yuri TODA; Riki Okamoto; Nobuhiro Fujita; Kohichi Sano; Hiroshi Yoshida; Toshio Ogawa
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-04-21
Filing date: 2012-04-19
Publication date: 2018-02-12
Anticipated expiration: 2032-04-19
Also published as: EP2700728B1; KR20130135348A; MX2013012116A; RU2013151802A; RU2559070C2; JPWO2012144567A1; EP2700728A4; KR101570593B1; US20140044989A1; EP2700728A1; WO2012144567A1; CA2832176A1; US10066283B2; PL2700728T3; US20160369383A1; CN103492599B; ZA201306548B; JP5397569B2; TW201247897A; CN103492599A

Abstract

Chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente, que comprende: en % en masa, C: un 0,01 a un 0,4%; Si: un 0,001 a un 2,5%; Mn: un 0,001 a un 4,0%; P: un 0,001 a un 0,15%; S: un 0,0005 a un 0,03%; Al: un 0,001 a un 2,0% ; N: un 0,0005 a un 0,01%; y O: un 0,0005 a un 0,01%; en la que Si + Al está limitado a menos de un 1,0%, y opcionalmente un tipo o dos o más tipos de, en % en masa, Ti: un 0,001 a un 0,2%, Nb: un 0,001 a un 0,2%, B: un 0,0001 a un 0,005%, Mg: un 0,0001 a un 0,01%, REM: un 0,0001 a un 0,1%, Ca: un 0,0001 a un 0,01%, Mo: un 0,001 a un 1,0%, Cr: un 0,001 a un 2,0%, ...

Description

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DESCRIPCION

Chapa de acero laminada en frío de alta resistencia que tiene una capacidad de alargamiento altamente uniforme y una expansibilidad de agujeros excelente y procedimiento para fabricar la misma

Campo técnico

La presente invención se refiere a una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente, que se utiliza principalmente para piezas de automóviles y similares, y a un procedimiento para fabricar la misma.

Esta solicitud se basa en el beneficio de prioridad de la solicitud de patente japonesa n° 2011-095254 anterior, presentada el 21 de abril de 2011, cuyo contenido total se incorpora a la presente memoria por referencia, y lo reivindica.

Antecedentes de la técnica

Con el fin de disminuir la emisión de gas carbónico de los automóviles, se ha promovido una reducción de peso de las carrocerías de los vehículos automóviles mediante el uso de chapas de acero de alta resistencia. Además, con el fin también de garantizar la seguridad de un pasajero, se ha utilizado cada vez más una chapa de acero de alta resistencia para una carrocería de un vehículo automóvil adicionalmente a una chapa de acero dulce. Para promover aun más la reducción de peso de las carrocerías de los vehículos automóviles desde ahora, es necesario aumentar la resistencia de la chapa de acero de alta resistencia más allá de lo convencional.

Con el fin de usar la chapa de acero de alta resistencia para una parte de los bajos de la carrocería, por ejemplo, debe mejorarse en particular la maquinabilidad por desbarbado. Sin embargo, cuando se aumenta la resistencia de una chapa de acero en general, disminuye la formabilidad y disminuye el alargamiento uniforme, importante para el estiraje y la combadura.

En el documento no relacionado con patentes 1 se describe un procedimiento en el que se hace que quede austenita en una estructura de chapa de acero para asegurar un alargamiento uniforme. Además, en el documento no relacionado con patentes 2 se describe un procedimiento para asegurar un alargamiento uniforme con la misma resistencia haciendo una estructura metálica de un complejo de chapa de acero.

Mientras tanto, también se ha descrito un control de una estructura metálica que mejora la ductilidad local necesaria para el plegado, la expansión de agujeros y el desbarbado. El documento no relacionado con patentes 3 describe que el control de inclusiones, la realización de una estructura uniforme y la disminución adicional de la diferencia de dureza entre estructuras son eficaces a la hora de mejorar la plegabilidad y la expansibilidad de agujeros.

Este es un procedimiento para mejorar la expansibilidad de agujeros realizando una estructura uniforme mediante un control de la estructura, pero para realizar una estructura uniforme es fundamental un tratamiento térmico desde una sola fase austenítica, según se describe en el documento no relacionado con patentes 4.

Con el fin de lograr la consecución de resistencia y ductilidad, el documento no relacionado con patentes 4 describe que una estructura de transformación se controla mediante un control del enfriamiento, obteniéndose así fracciones apropiadas de ferrita y bainita. Sin embargo, todos los casos son para mejorar la deformabilidad local dependiendo del control de la estructura, y las propiedades deseadas se ven muy afectadas por el modo en que se forma la estructura.

Mientras tanto, como procedimiento para mejorar un material de una chapa de acero laminada en caliente, se describe una técnica consistente en aumentar una cantidad de reducción en un laminado en caliente continuo. Esto es lo que se llama una técnica de hacer granos cristalinos finos, en la que se lleva a cabo una reducción considerable a la menor temperatura posible en una zona austenítica y la austenita no recristalizada se transforma en ferrita, para conseguir hacer los granos cristalinos de ferrita, que es la fase principal de un producto, finos.

El documento no relacionado con patentes 5 describe que los objetivos de este refino del grano son un aumento de la resistencia y un aumento de la tenacidad. Sin embargo, el documento no relacionado con patentes 5 no presta atención a la mejora de la expansibilidad de agujeros, que se desea resolver mediante la presente invención, y no describe tampoco ningún medio aplicado a una chapa de acero laminada en frío.

Documento de la técnica anterior

Documento no relacionado con patentes

Documento no relacionado con patentes 1: Takahashi, Nippon Steel Technical Report (2003) n° 378, p. 7 Documento no relacionado con patentes 2: O. Matsumura et al., Trans. ISIJ (1987) vol. 27, p. 570 Documento no relacionado con patentes 3: Kato et al., Steelmaking Research (1984) vol. 312, p. 41

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Documento no relacionado con patentes 4: K. Sugimoto et al., (2000) vol. 40, p. 920 Documento no relacionado con patentes 5: Nakayama Steel Works, Ltd. NFG Catalog Descripción de la invención

Problemas que se han de resolver mediante la invención

Como se describe anteriormente, la realización de un control de la estructura incluyendo las inclusiones es el procedimiento principal para mejorar el rendimiento de ductilidad local de una chapa de acero de alta resistencia. Sin embargo, dado que se lleva a cabo el control de la estructura, es necesario controlar la forma de los precipitados y las fracciones de ferrita y bainita y es esencial limitar una estructura metálica en calidad de base.

Así pues, la presente invención se basa en el problema de mejorar el alargamiento uniforme y la maquinabilidad por desbarbado de una chapa de acero de alta resistencia y mejorar también la anisotropía en la chapa de acero controlando las fracciones y la forma de una estructura metálica en calidad de base y controlando una textura. La presente invención tiene el objetivo de proporcionar una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tenga un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente que permita resolver este problema, y un procedimiento para fabricar la misma.

Medios para resolver los problemas

Los presentes inventores han investigado seriamente un procedimiento para resolver el problema anteriormente descrito. Como resultado de ello, se ha descubierto que, cuando se controlan las condiciones de laminado y las condiciones de enfriamiento dentro de los intervalos requeridos para formar una textura y una estructura de chapa de acero predeterminadas, es posible fabricar así una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene una excelente maquinabilidad isotrópica.

La presente invención se ha realizado sobre la base del conocimiento anteriormente descrito y lo esencial de la misma es lo siguiente.

[1]

Una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente contiene:

en % en masa,

C: un 0,01 a un 0,4%;

Si: un 0,001 a un 2,5%;

Mn: un 0,001 a un 4,0%;

P: un 0,001 a un 0,15%;

S: un 0,0005 a un 0,03%;

Al: un 0,001 a un 2,0%;

N: un 0,0005 a un 0,01%; y

O: un 0,0005 a un 0,01%; estando Si + Al limitado a menos de un 1,0% y estando una cantidad restante compuesta de hierro e impurezas inevitables, estando una parte central de espesor de chapa en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, siendo de 5,0 o menos un valor medio de densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> representado por las respectivas orientaciones cristalinas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> y {223}<110>, y siendo de 4,0 o menos una densidad polar de la orientación cristalina {332}<113>,

conteniendo una estructura metálica un 5 a un 80% de ferrita, un 5 a un 80% de bainita y un 1% o menos de martensita en términos de una relación de área y siendo de un 5% o menos el total de martensita, perlita y austenita retenida, y

siendo de 0,70 o más un valor r (rC) en una dirección perpendicular a una dirección de laminado y siendo de 1,10 o menos un valor r (r30) en una dirección de 30° con respecto a la dirección de laminado.

[2]

La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [1], en la que un valor r (rL) en la dirección de laminado es de 0,70 o

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más y un valor r (r60) en una dirección de 60° con respecto a la dirección de laminado es de 1,10 o menos.

[3]

La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [1], en la que, en la estructura metálica, un diámetro de volumen medio de los granos cristalinos es de 7 pm o menos y un valor medio de una relación de una longitud dL, de los granos cristalinos, en la dirección de laminado con respecto a una longitud dt, de los granos cristalinos, en la dirección del espesor de chapa: dL/dt es de 3,0 o menos.

[4]

La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [1] contiene además:

un tipo o dos o más tipos de,

en % en masa,

Ti: un 0,001 a un 0,2%,

Nb: un 0,001 a un 0,2%,

B: un 0,0001 a un 0,005%,

Mg: un 0,0001 a un 0,01%,

Rem: un 0,0001 a un 0,1%,

Ca: un 0,0001 a un 0,01%,

Mo: un 0,001 a un 1,0%,

Cr: un 0,001 a un 2,0%,

V: un 0,001 a un 1,0%,

Ni: un 0,001 a un 2,0%,

Cu: un 0,001 a un 2,0%,

Zr: un 0,0001 a un 0,2%,

W: un 0,001 a un 1,0%,

As: un 0,0001 a un 0,5%,

Co: un 0,0001 a un 1,0%,

Sn: un 0,0001 a un 0,2%,

Pb: un 0,001 a un 0,1%,

Y: un 0,001 a un 0,10%, y

Hf: un 0,001 a un 0,10%.

[5]

La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [1], en la que sobre la superficie se ha llevado a cabo una galvanización por inmersión en baño caliente.

[6]

La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [1], en la que, después de la galvanización por inmersión en baño caliente, se lleva a cabo un tratamiento de aleación a una temperatura de 450 a 600 °C.

[7]

Un procedimiento de fabricación de una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un

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alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente incluye: en un lingote de acero que contiene: en % en masa,

C: un 0,01 a un 0,4%;

Si: un 0,001 a un 2,5%;

Mn: un 0,001 a un 4,0%;

P: un 0,001 a un 0,15%;

S: un 0,0005 a un 0,03%;

Al: un 0,001 a un 2,0%;

N: un 0,0005 a un 0,01%; y

O: un 0,0005 a un 0,01%; estando Si + Al limitado a menos de un 1,0% y estando una cantidad restante compuesta de hierro e impurezas inevitables,

llevar a cabo un primer laminado en caliente en el que se efectúa un laminado en una relación de reducción de un 40% o más, una o más veces, en un intervalo de temperaturas de no menos de 1.000 °C ni más de 1.200 °C;

ajustar un diámetro de grano de austenita a 200 pm o menos mediante el primer laminado en caliente;

llevar a cabo un segundo laminado en caliente en el que se efectúa en una pasada un laminado en una relación de reducción de un 30% o más al menos una vez en un rango de temperaturas no inferior a una temperatura T1 + 30 °C ni superior a T1 + 200 °C, determinado mediante la Expresión (1) indicada posteriormente;

ajustar la relación de reducción total en el segundo laminado en caliente a un 50% o más;

llevar a cabo una reducción final en una relación de reducción de un 30% o más en el segundo laminado en caliente y a continuación iniciar el enfriamiento primario previo al laminado en frío de tal manera que un tiempo de espera t en segundos cumpla la Expresión (2) indicada posteriormente;

ajustar una velocidad media de enfriamiento en el enfriamiento primario a 50 °C/segundo o más y llevar a cabo el enfriamiento primario de manera que un cambio de temperatura esté dentro de un intervalo de no menos de 40 °C ni más de 140 °C;

llevar a cabo un laminado en frío en una relación de reducción no inferior a un 30% ni superior a un 70%;

llevar a cabo un calentamiento hasta un rango de temperaturas de 700 a 900 °C y llevar a cabo una espera de no menos de 1 segundo ni más de 1.000 segundos;

llevar a cabo un enfriamiento primario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 580 a 750 °C a una velocidad media de enfriamiento de 12 °C/segundo o menos;

llevar a cabo un enfriamiento secundario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 350 a 500 °C a una velocidad media de enfriamiento de 4 a 300 °C/segundo; y

llevar a cabo un tratamiento térmico de sobreenvejecimiento en el que se lleva a cabo una espera no inferior a t2 segundos, cumpliendo la Expresión (4) indicada posteriormente, ni superior a 400 segundos en un rango de temperaturas de no menos de 350 °C ni más de 500 °C.

T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10 x Cr + 100 x Mo + 100 x V ■■■ (1)

Aquí, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo y V representan cada uno el contenido del elemento (% en masa). t < 2,5 x t1 ■■■ (2)

Aquí, t1 se obtiene mediante la Expresión (3) indicada a continuación. t1 = 0,001 x ((Tf -T1) x P1/100)2- 0,109 x ((Tf -T1) x P1/100) + 3,1 ■■■ (3)

Aquí, en la Expresión (3) anterior, Tf representa la temperatura del lingote de acero obtenido después de la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más y P1 representa la relación de reducción de la reducción final en un 30% o más.

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log(t2) = 0,0002(T2 - 425)2 + 1,18 ... (4)

Aquí, T2 representa una temperatura de tratamiento de sobreenvejecimiento, y el valor máximo de t2 está establecido en 400.

[8]

El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [7] incluye además:

después de llevar a cabo el enfriamiento primario previo al laminado en frío, llevar a cabo un enfriamiento secundario previo al laminado en frío hasta una temperatura de parada de enfriamiento de 600 °C o menos, a una velocidad media de enfriamiento de 10 a 300 °C/segundo, antes de llevar a cabo el laminado en frío, y llevar a cabo un enfriamiento a 600 °C o menos para obtener una chapa de acero laminada en caliente.

[9]

El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [7], en el que

la relación de reducción total en un intervalo de temperaturas inferior a T1 + 30 °C es de un 30% o menos.

[10]

el tiempo de espera t en segundos cumple además la Expresión (2a) indicada a continuación.

t <t1 ■■■ (2a)

[11]

el tiempo de espera t en segundos cumple además la Expresión (2b) indicada a continuación.

t1 < t < t1 x 2,5 ■■■ (2b)

[12]

el enfriamiento primario posterior al laminado en caliente se inicia entre estaciones de laminado.

[13]

El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [7], en el que,

cuando se lleva a cabo el calentamiento hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C después del laminado en frío, una velocidad media de calentamiento no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C se ajusta a HR1 (°C/segundo) expresado mediante la Expresión (5) indicada a continuación y

una velocidad media de calentamiento de más de 650 °C hasta 700 a 900 °C se ajusta a HR2 (°C/segundo) expresado mediante la Expresión (6) indicada a continuación.

HR1 > 0,3 ... (5)

HR2 < 0,5 x HR1 ... (6)

[14]

llevar a cabo en la superficie una galvanización por inmersión en baño caliente.

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El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según [14] incluye además:

llevar a cabo un tratamiento de aleación a una temperatura de 450 a 600 °C después de llevar a cabo la galvanización por inmersión en baño caliente.

Efecto de la invención

Según la presente invención, es posible proporcionar una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que ya no tiene anisotropía, incluso cuando se añade o se añaden Nb, Ti y/o similares, y que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente.

Breve descripción de los dibujos

La FIG. 1 es una vista explicativa de una línea de laminado en caliente continuo.

Modo de llevar a cabo la invención

A continuación se explica la presente invención detalladamente.

En primer lugar, se explicará una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente de la presente invención (que en lo que sigue se denominará a veces “chapa de acero de la presente invención).

Orientación cristalina

En la chapa de acero de la presente invención, un valor medio de densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>, estando una parte central de espesor de chapa en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, es un valor característico particularmente importante. Siempre que el valor medio de las densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> sea de 5,0 o menos cuando se lleva a cabo una difracción de rayos X en la parte central de espesor de chapa, que está en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, para obtener densidades polares de orientaciones respectivas, es posible satisfacer un espesor de chapa/un radio de plegado > 1,5 necesario para maquinar una parte de armazón requerida en los últimos años.

Cuando el valor anteriormente descrito es mayor de 5,0, la anisotropía de las propiedades mecánicas de la chapa de acero se hace sumamente grande, y además la deformabilidad local se mejora sólo en una determinada dirección, pero un material en una dirección diferente de ésta se deteriora considerablemente, con el resultado de que se hace imposible satisfacer el espesor de chapa/el radio de plegado > 1,5.

El valor medio de las densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> es de manera deseable de 4,0 o menos. Cuando se requieran una expansibilidad de agujeros más excelente y una plegabilidad poco limitada, el valor medio anteriormente descrito es de manera deseable de 3,0 o menos.

Por otra parte, cuando el valor medio anteriormente descrito se hace menor de 0,5, lo que es difícil de lograr en un proceso de laminado en caliente continuo general actual, se ve implicado el deterioro de la deformabilidad local, por lo que el valor medio anteriormente descrito es preferiblemente de 0,5 o más.

Las orientaciones {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110> y {223}<110> están incluidas en el grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110>.

La densidad polar es sinónimo de una relación de intensidad aleatoria de rayos X. La densidad polar (relación de intensidad aleatoria de rayos X) es un valor numérico obtenido midiendo intensidades de rayos X de una muestra estándar que no tiene acumulación en una orientación específica y una muestra de ensayo en las mismas condiciones mediante difractometría de rayos X o similar, y dividiendo la intensidad de rayos X obtenida de la muestra de ensayo por la intensidad de rayos X de la muestra estándar. Esta densidad polar se mide utilizando un dispositivo de difracción de rayos X, EBSd (Electrón Back Scattering Diffraction = difracción de electrones por retrodispersión) o similar. Además, puede medirse mediante un procedimiento EBSP (Electrón Back Scattering Pattern = patrón de retrodispersión de electrones) o un procedimiento ECP (Electrón Channeling Pattern = patrón de canalización de electrones). Puede obtenerse de una textura tridimensional calculada mediante un procedimiento vectorial basado en una figura polar de {110}; o también puede obtenerse de una textura tridimensional calculada mediante un procedimiento de expansión en serie utilizando una pluralidad de (preferiblemente tres o más) figuras polares entre las figuras polares de {110}, {100}, {211} y {310}.

Por ejemplo, para la densidad polar de cada una de las orientaciones cristalinas anteriormente descritas, cada una de las intensidades de (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10] y (223)[1-10] en una sección transversal $2 = 45° en la textura tridimensional (ODF) puede utilizarse tal como está.

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El valor medio de las densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> es una media aritmética de las densidades polares de estas orientaciones. Cuando sea imposible obtener todas las intensidades de estas orientaciones, puede utilizarse también como sustituto la media aritmética de las densidades polares de las respectivas orientaciones de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> y {223}<110>.

Además, por una razón similar, una densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> de un plano de chapa en la parte central de espesor de chapa, que está en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, debe ser de 4,0 o menos. Siempre que sea de 4,0 o menos, es posible satisfacer el espesor de chapa/el radio de plegado > 1,5 requerido para maquinar una parte de armazón requerida en los últimos años. De manera deseable, es de 3,0 o menos.

Cuando la densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> es mayor de 4,0, la anisotropía de las propiedades mecánicas de la chapa de acero se hace sumamente grande, y además la deformabilidad local se mejora sólo en una determinada dirección, pero un material en una dirección diferente de ésta se deteriora considerablemente, con el resultado de que se hace imposible satisfacer con seguridad el espesor de chapa/el radio de plegado > 1,5. Por otra parte, cuando la densidad polar se hace menor de 0,5, lo que es difícil de lograr en un proceso de laminado en caliente continuo general actual, se ve implicado el deterioro de la deformabilidad local, por lo que la densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> es preferiblemente de 0,5 o más.

La razón de por qué las densidades polares de las orientaciones cristalinas anteriormente descritas son importantes para dar forma a las propiedades de solidificación en el momento del trabajo de plegado no es necesariamente obvia, pero está relacionada por inferencia con el comportamiento de deslizamiento del cristal en el momento de la deformación por plegado.

La muestra que se ha de someter a la difracción de rayos X se produce reduciendo el espesor de la chapa de acero hasta un espesor de chapa predeterminado mediante un pulido mecánico o similar, y a continuación se elimina la tensión mediante un pulido químico, un pulido electrolítico o similar y, en el intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, un plano apropiado se convierte en un plano de medición. Automáticamente, la densidad polar satisface el intervalo de densidades polares limitado anteriormente descrito, no sólo en la parte central de espesor de chapa, que está en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, sino también en tantas posiciones de espesor como sea posible, y de este modo se mejoran aun más el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros. Sin embargo, el intervalo de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la chapa de acero se mide para, así, hacer posible representar la propiedad del material de toda la chapa de acero en general. Así pues, como intervalo de medición se prescribe un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa.

Incidentalmente, la orientación cristalina representada por {hkl}<uvw> significa que la dirección normal del plano de la chapa de acero es paralela a <hkl> y la dirección de laminado es paralela a <uvw>. Con respecto a la orientación cristalina, normalmente la orientación vertical con respecto al plano de la chapa se representa con [hkl] o {hkl} y la orientación paralela a la dirección de laminado se representa con (uvw) o <uvw>. {hkl} y <uvw> son términos genéricos para planos equivalentes, y [hkl] y (uvw) indican en cada caso un plano cristalino individual. Es decir que, en la presente invención, se fija como objetivo una estructura cúbica centrada en el cuerpo y, así, por ejemplo, los planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1 -11), (-11-1), (1-1-1) y (-1-1-1) son equivalentes para hacer imposible hacerlos diferentes. En tal caso, estas orientaciones se denominan de manera genérica {111}. En una representación ODF, [hkl](uvw) se utiliza también para representar orientaciones de otras estructuras cristalinas simétricas bajas y, por lo tanto, es algo generalizado representar cada orientación como [hkl](uvw), pero en la presente invención [hkl](uvw) y {hkl}<uvw> son sinónimos entre sí. La medición de la orientación cristalina mediante rayos X se lleva a cabo según el procedimiento descrito en, por ejemplo, Cullity, Elements of X-Ray Diffraction, nueva edición (publicada en 1986, traducida por MATSUMURA, Gentaro, publicada por AGNE Inc.) en las páginas 274 a 296.

Valor r

Un valor r (rC) en una dirección perpendicular a la dirección de laminado es importante en la chapa de acero de la presente invención. Como resultado de la seria investigación, los presentes inventores descubrieron que no siempre es posible obtener una buena expansibilidad de agujeros y una buena plegabilidad, incluso si las densidades polares de las diversas orientaciones cristalinas están dentro de los intervalos apropiados. Para obtener una buena expansibilidad de agujeros y una buena plegabilidad, han de satisfacerse los intervalos de las densidades polares anteriormente descritas y, al mismo tiempo, rC ha de ser de 0,70 o más. El límite superior de rC no está determinado en particular, pero si es de 1,10 o menos puede conseguirse una expansibilidad de agujeros más excelente.

Un valor r (r30) en una dirección de 30° con respecto a la dirección de laminado es importante en la chapa de acero de la presente invención. Como resultado de la seria investigación, los presentes inventores descubrieron que no siempre es posible obtener una buena expansibilidad de agujeros y una buena plegabilidad, incluso si las densidades polares de las diversas orientaciones cristalinas están dentro de los intervalos apropiados. Para obtener una buena expansibilidad de agujeros y una buena plegabilidad, han de satisfacerse los intervalos de las densidades polares anteriormente descritas y, al mismo tiempo, r30 ha de ser de 1,10 o menos. El límite inferior de r30 no está determinado en particular, pero si es de 0,70 o más puede conseguirse una expansibilidad de agujeros más

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excelente.

Como resultado de la seria investigación, los presentes inventores descubrieron que, adicionalmente a las densidades polares de las diversas orientaciones cristalinas, rC y r30, si un valor r (rL) en la dirección de laminado y un valor r (r60) en una dirección de 60° con respecto a la dirección de laminado son rL > 0,70 y r60 < 1,l0 respectivamente, puede conseguirse una mejor expansibilidad de agujeros.

Los límites superiores de rL y r60 no están determinados en particular, pero, si rL es de 1,00 o menos y r60 es de 0,90 o más, puede conseguirse una expansibilidad de agujeros más excelente.

Los valores r anteriormente descritos pueden obtenerse mediante un ensayo de tracción utilizando una probeta para ensayos de tracción JIS n° 5. La deformación por tracción que se ha de aplicar es normalmente de un 5 a un 15% en el caso de una chapa de acero de alta resistencia, y los valores r pueden evaluarse en un intervalo del alargamiento uniforme. Incidentalmente, la dirección en la que se lleva a cabo el trabajo de plegado varía dependiendo de las partes que se hayan de trabajar y, por lo tanto, no está limitada en particular, y en el caso de la chapa de acero de la presente invención puede obtenerse una plegabilidad similar incluso si la chapa de acero de la presente invención se pliega en una cualquiera de las direcciones.

En general, una textura y los valores r tienen correlación entre sí, pero, en la chapa de acero de la presente invención, la limitación de las densidades polares de las orientaciones cristalinas y la limitación de los valores r no son sinónimas entre sí y, a no ser que se satisfagan ambas limitaciones al mismo tiempo, no es posible conseguir una buena expansibilidad de agujeros.

Estructura metálica

A continuación se explicarán las razones de limitación relacionadas con una estructura metálica de la chapa de acero de la presente invención.

La estructura de la chapa de acero de la presente invención contiene un 5 a un 80% de ferrita en términos de una relación de área. Debido a la existencia de ferrita con una excelente deformabilidad, mejora el alargamiento uniforme, pero si la relación de área de es de menos de un 5% no es posible conseguir un buen alargamiento uniforme, de manera que el límite inferior se establece en un 5%. Por otra parte, cuando existe ferrita en más de un 80% en términos de una relación de área, la expansibilidad de agujeros empeora drásticamente, de modo que el límite superior se establece en un 80%.

Además, la chapa de acero de la presente invención contiene un 5 a un 80% de bainita en términos de una relación de área. Cuando la relación de área es de menos de un 5%, la resistencia disminuye considerablemente, de modo que el límite inferior se establece en un 5%. Por otra parte, cuando existe bainita en más de un 80%, la expansibilidad de agujeros empeora considerablemente, de modo que el límite superior se establece en un 80%.

En la chapa de acero de la presente invención se permite como cantidad restante una relación de área total de un 5% o menos de martensita, perlita y austenita retenida.

Una interfaz entre martensita y ferrita o bainita se convierte en un punto de inicio de fisuración, empeorando así la expansibilidad de agujeros, de modo que la martensita se establece en un 1% o menos.

La austenita retenida se transforma de manera inducida por tensión mecánica en martensita. Una interfaz entre martensita y ferrita o bainita se convierte en un punto de inicio de fisuración, empeorando así la expansibilidad de agujeros. Además, cuando existe mucha perlita a veces se ven reducidas la resistencia y la maquinabilidad. Por lo tanto, la relación de área total de martensita, perlita y austenita retenida se establece en un 5% o menos.

Diámetro de volumen medio de granos cristalinos

En la chapa de acero de la presente invención es necesario ajustar un diámetro de volumen medio de los granos cristalinos en una unidad de grano a 7 pm o menos. Cuando existen granos cristalinos con un diámetro de volumen medio mayor de 7 pm, el alargamiento uniforme es bajo y además la expansibilidad de agujeros es también baja, de manera que el diámetro de volumen medio de los granos cristalinos se establece en 7 pm o menos.

En este contexto, convencionalmente, la definición de los granos cristalinos es sumamente imprecisa y resulta difícil cuantificarlos. A diferencia de esto, los presentes inventores descubrieron que es posible resolver el problema de la cuantificación de los granos cristalinos si se determina una “unidad de grano” de los granos cristalinos de la siguiente manera.

La “unidad de grano” de los granos cristalinos determinada en la presente invención se determina de la siguiente manera en un análisis de las orientaciones de la chapa de acero mediante un EBSP (Electrón Back Scattering Pattern = patrón de retrodispersión de electrones). Es decir que, en un análisis de las orientaciones de la chapa de acero mediante un EBSP, por ejemplo, las orientaciones se miden con 1.500 aumentos, con un paso medido de 0,5 pm o menos, y una posición en la que una mala orientación entre puntos medidos adyacentes sobrepasa los 15° se establece como un límite entre granos cristalinos. Entonces, una región rodeada por este límite se determina como

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la “unidad de grano” de los granos cristalinos.

Con respecto a los granos cristalinos de la unidad de grano determinada de esta manera, se obtiene un diámetro d de círculo equivalente y el volumen de los granos cristalinos de cada unidad de grano se obtiene mediante 4/3nd3 A continuación se calcula una media ponderada del volumen y se obtiene el diámetro de volumen medio (Mean Volume Diameter).

Cuantos más granos cristalinos grandes haya, aunque el número de éstos sea pequeño, tanto mayor se vuelve el empeoramiento de la ductilidad local. Por lo tanto, el tamaño de los granos cristalinos no es una media de tamaños corriente, y el diámetro de volumen medio definido como media ponderada del volumen está fuertemente correlacionado con la ductilidad local. Para conseguir este efecto, el diámetro de volumen medio de los granos cristalinos ha de ser de 7 pm o menos. Es deseable que sea de 5 pm o menos para asegurar la expansibilidad de agujeros a mayor nivel. Incidentalmente, el procedimiento para medir granos cristalinos se establece como se ha descrito anteriormente.

Propiedad equiaxial de granos cristalinos

Además, como resultado de la seria investigación, los presentes inventores descubrieron que cuando una relación de una longitud dL, de los granos cristalinos en la unidad de grano, en la dirección de laminado, con respecto a una longitud dt, de los granos cristalinos en la unidad de grano, en la dirección del espesor de chapa: dL/dt es de 3,0 o menos, la expansibilidad de agujeros mejora enormemente. Este significado físico no es obvio, pero es imaginable que la forma de los granos cristalinos en la unidad de grano es similar a una esfera más que a un elipsoide y, por lo tanto, se mitiga la concentración de esfuerzo en los contornos de grano y de este modo mejora la expansibilidad de agujeros.

Además, como resultado de la seria investigación, los presentes inventores descubrieron que, cuando un valor medio de la relación de la longitud dL, en la dirección de laminado, con respecto a la longitud dt en la dirección del espesor de chapa: dL/dt es de 3,0 o menos, puede conseguirse una buena expansibilidad de agujeros. Cuando el valor medio de la relación de la longitud dL, en la dirección de laminado, con respecto a la longitud dt en la dirección del espesor de chapa: dL/dt es mayor que 3,0, empeora toda la expansibilidad.

Composición química

A continuación se explicarán razones para limitar una composición química de la chapa de acero de la presente invención. Incidentalmente, el % según la composición química significa % en masa.

C: un 0,01 a un 0,4%

El C es un elemento eficaz para mejorar la resistencia mecánica, de manera que se añade un 0,01% o más. Preferiblemente es de un 0,03% o más, y más preferiblemente es de un 0,05% o más. Por otra parte, cuando sobrepasa un 0,4% empeoran la maquinabilidad y la soldabilidad, de manera que el límite superior se establece en un 0,4%. Preferiblemente es de un 0,3% o menos, y más preferiblemente es de un 0,25% o menos.

Si: un 0,001 a un 2,5%

El Si es un elemento eficaz para mejorar la resistencia mecánica. Sin embargo, si el Si sobrepasa un 2,5% empeora la maquinabilidad y además se producen defectos superficiales, de manera que el límite superior se establece en un 2,5%. Por otra parte, es difícil disminuir el Si a menos de un 0,001% en un acero práctico, de manera que el límite inferior se establece en un 0,001%.

Mn: un 0,001 a un 4,0%

El Mn es también un elemento eficaz para mejorar la resistencia mecánica, pero cuando el Mn sobrepasa un 4,0% empeora la maquinabilidad, de manera que el límite superior se establece en un 4,0%. Preferiblemente, es de un 3,0% o menos. Por otra parte, es difícil disminuir el Mn a menos de un 0,001% en un acero práctico, de manera que el límite inferior se establece en un 0,001%. Cuando, aparte del Mn, no se añaden suficientemente elementos tales como el Ti, que suprime la aparición de fisuración en caliente causada por el S, es deseable añadir Mn de modo que se satisfaga Mn/S > 20% en masa.

P: un 0,001 a un 0,15%

El límite superior del P se establece en un 0,15% con el fin de evitar el empeoramiento de la maquinabilidad y la fisuración durante el laminado en caliente o el laminado en frío. Preferiblemente, es de un 0,04% o menos. El límite inferior se establece en un 0,001%, aplicable en el refino general actual (incluyendo el refino secundario).

S: un 0,0005 a un 0,03%

El límite superior del S se establece en un 0,03% con el fin de evitar el empeoramiento de la maquinabilidad y la fisuración durante el laminado en caliente o el laminado en frío. Preferiblemente, es de un 0,01% o menos. El límite

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inferior se establece en un 0,0005%, aplicable en el refino general actual (incluyendo el refino secundario).

Al: un 0,001 a un 2,0%

Para la desoxidación se añade un 0,001% o más de Al. Además, el Al aumenta considerablemente un punto de transformación y a a, por lo que es un elemento eficaz cuando está previsto en particular un laminado en caliente en un punto Ar3 o menor, pero cuando es demasiado empeora la soldabilidad, de manera que el límite superior se establece en un 2,0%.

N y O: un 0,0005 a un 0,01%

El N y el O son impurezas y ambos elementos se establecen en un 0,01% o menos con el fin de evitar que empeore la maquinabilidad. Los límites inferiores se establecen cada uno en un 0,0005%, aplicable en el refino general actual (incluyendo el refino secundario).

Si + Al: menos de un 1,0%

Cuando el Si y el Al están contenidos excesivamente en la chapa de acero de la presente invención, se suprime la precipitación de cementita durante un tratamiento de sobreenvejecimiento y la fracción de austenita retenida se hace demasiado grande, de manera que la cantidad total añadida de Si y Al se establece en menos de un 1%.

En la chapa de acero de la presente invención pueden estar contenidos un tipo o dos o más tipos de Ti, Nb, B, Mg, Rem, Ca, Mo, Cr, V, W, Zr, Cu, Ni, As, Co, Sn, Pb, Y y Hf, que son elementos que se han utilizado hasta ahora, para mejorar la expansibilidad de agujeros controlando las inclusiones para hacer los precipitados finos.

El Ti, el Nb y el B son elementos para mejorar el material a través de mecanismos de fijación de carbono y nitrógeno, refuerzo de precipitación, control de estructura, refuerzo de grano fino y similares, de manera que, según las necesidades, se añade un 0,001% o de Ti, se añade un 0,001% o más de Nb y se añade un 0,0001% o más de B. El Ti es preferiblemente un 0,01% o más y el Nb es preferiblemente un 0,005% o más.

Sin embargo, cuando se añaden en exceso no se consigue ningún efecto significativo y, en lugar de ello, empeoran la maquinabilidad y la fabricabilidad, de manera que el límite superior del Ti se establece en un 0,2%, el límite superior del Nb se establece en un 0,2% y el límite superior del B se establece en un 0,005%. El B es preferiblemente un 0,003% o menos.

El Mg, el Rem y el Ca son elementos para hacer inocuas las inclusiones, de manera que el límite inferior de cada uno de ellos se establece en un 0,0001%. El Mg es preferiblemente un 0,0005% o más, el Rem es preferiblemente un 0,001% o más y el Ca es preferiblemente un 0,0005% o más. Por otra parte, cuando se añaden en exceso empeora la pureza del acero, de manera que el límite superior del Mg se establece en un 0,01%, el límite superior del Rem se establece en un 0,1% y el límite superior del Ca se establece en un 0,01%. El Ca es preferiblemente un 0,01% o menos.

El Mo, el Cr, el Ni, el W, el Zr y el As son elementos eficaces para aumentar la resistencia mecánica y mejorar el material, de manera que, según las necesidades, se añade un 0,001% o más de Mo, se añade un 0,001% o más de Cr, se añade un 0,001% o más de Ni, se añade un 0,001% o más de W, se añade un 0,0001% o más de Zr y se añade un 0,0001% o más de As. El Mo es preferiblemente un 0,01% o más, el Cr es preferiblemente un 0,01% o más, el Ni es preferiblemente un 0,05% o más y el W es preferiblemente un 0,01% o más.

Sin embargo, cuando se añaden en exceso empeora la maquinabilidad por contrarios, de manera que el límite superior del Mo se establece en un 1,0%, el límite superior del Cr se establece en un 2,0%, el límite superior del Ni se establece en un 2,0%, el límite superior del W se establece en un 1,0%, el límite superior del Zr se establece en un 0,2% y el límite superior del As se establece en un 0,5%. El Zr es preferiblemente un 0,05% o menos.

El V y el Cu, de manera similar al Nb y el Ti, son elementos eficaces para reforzar la precipitación y son elementos que causan menos empeoramiento de la deformabilidad local atribuible a un refuerzo por adición que el Nb y el Ti, de manera que el V y el Cu son elementos más eficaces que el Nb y el Ti cuando se requieren una alta resistencia y una mejor expansibilidad de agujeros. Por lo tanto, los límites inferiores del V y el Cu se establecen ambos en un 0,001%. Preferiblemente son cada uno de un 0,01% o más.

Sin embargo, cuando se añaden en exceso empeora la maquinabilidad, de manera que el límite superior del V se establece en un 1,0% y el límite superior del Cu se establece en un 2,0%. El V es preferiblemente un 0,5% o menos.

El Co aumenta considerablemente el punto de transformación y a a, por lo que es un elemento eficaz cuando está previsto en particular un laminado en caliente en el punto Ar3 o menor. Para obtener un efecto de adición, se añade un 0,0001% o más. Preferiblemente es de un 0,001% o más. Sin embargo, cuando se añade en exceso empeora la soldabilidad, de manera que el límite superior se establece en un 1,0%. Preferiblemente es de un 0,1% o menos.

El Sn y el Pb son elementos eficaces para mejorar la humectabilidad y la adhesividad de la galvanización, de manera que se añade un 0,0001% o más de Sn y se añade un 0,001% o más de Pb. El Sn es preferiblemente un

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0,001% o más. Sin embargo, cuando se añaden en exceso es probable que se produzcan defectos durante la fabricación y además disminuye la tenacidad, de manera que el límite superior del Sn se establece en un 0,2% y el límite superior del Pb se establece en un 0,1%. El Sn es preferiblemente un 0,1% o menos.

El Y y el Hf son elementos eficaces para mejorar la resistencia a la corrosión. Cuando los elementos son en cada caso menos de un 0,001% no se consigue un efecto de adición, de manera que los límites inferiores de los mismos se establecen en un 0,001%. Por otra parte, cuando sobrepasan en cada caso un 0,10% empeora la expansibilidad de agujeros, de manera que el límite superior de cada uno de los elementos se establece en un 0,10%.

Procedimiento de fabricación

A continuación se explicará un procedimiento para fabricar la chapa de acero de la presente invención (que en lo que sigue se denominará a veces “procedimiento de fabricación de la presente invención”). Con el fin de lograr un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente, es importante formar una textura que sea aleatoria en términos de densidades polares y controlar las condiciones de las fracciones estructurales de ferrita y bainita y la dispersión de forma. A continuación se explicarán los detalles.

Un procedimiento de fabricación anterior al laminado en caliente no está limitado en particular. Es decir que, posteriormente a la fusión mediante un horno de cuba, un horno eléctrico o similar, puede realizarse un refino secundario de diversas maneras y a continuación puede llevarse a cabo una colada mediante una colada continua normal, o mediante un procedimiento de lingotado, o además mediante una colada de desbastes planos finos o similar. En el caso de un desbaste plano de colada continua, es posible enfriar un desbaste plano de colada continua una vez hasta una baja temperatura y después calentarlo de nuevo para, a continuación, someterlo a un laminado en caliente, o también es posible someter un desbaste plano de colada continua a un laminado en caliente de manera continua después de la colada. Incidentalmente, también puede utilizarse chatarra como materia prima del acero.

Primer laminado en caliente

Un desbaste plano extraído de un horno de caldeo se somete a un proceso de laminado en bruto, que es el primer laminado en caliente que se ha de laminar en bruto, y de este modo se obtiene una barra en bruto. La chapa de acero de la presente invención ha de satisfacer los siguientes requisitos. En primer lugar es importante un diámetro de grano de austenita después del laminado en bruto, a saber un diámetro de grano de austenita antes del laminado de acabado. Es deseable que el diámetro de grano de austenita antes del laminado de acabado sea pequeño, y un diámetro de grano de austenita de 200 pm o menos contribuye enormemente a hacer los granos cristalinos finos y a una homogeneización de los granos cristalinos, haciendo así posible dispersar finamente y uniformemente la martensita que se habrá de formar en un proceso posterior.

Para conseguir el diámetro de grano de austenita de 200 pm o menos antes del laminado de acabado, es necesario llevar a cabo un laminado en una relación de reducción de un 40% o más una vez o más en el laminado en bruto en un rango de temperaturas de 1.000 a 1.200 °C.

Es deseable que el diámetro de grano de austenita antes del laminado de acabado sea de 100 pm o menos, y para conseguir este diámetro de grano se lleva a cabo un laminado a un 40% o más dos veces o más. Sin embargo, cuando en el laminado en bruto la reducción es mayor de un 70% o se lleva a cabo el laminado más de 10 veces, existe la preocupación de que la temperatura de laminado disminuya o se produzca cascarilla excesivamente.

De este modo, cuando el diámetro de grano de austenita antes del laminado de acabado se ajusta a 200 pm o menos, se promueve la recristalización de la austenita en el laminado de acabado y, mediante la formación de la textura y la uniformización de la unidad de grano, se mejoran el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros de un producto final.

Se supone que esto es porque un contorno de grano de austenita después del laminado en bruto (a saber antes del laminado de acabado) hace las veces de un núcleo de recristalización durante el laminado de acabado. El diámetro de grano de austenita después del laminado en bruto se confirma templando lo más posible (se enfría a 10 °C/segundo o más, por ejemplo) un trozo de chapa de acero antes de someterla al laminado de acabado, atacando con ácido una sección transversal del trozo de chapa de acero para hacer que aparezcan los contornos de grano de austenita y observando los contornos de grano de austenita mediante un microscopio óptico. En esta ocasión, con 50 aumentos o más, se mide el diámetro de grano de austenita de 20 campos visuales o más mediante un análisis de imagen o un procedimiento de recuento de puntos.

Segundo laminado en caliente

Una vez completado el proceso de laminado en bruto (primer laminado en caliente), se inicia un proceso de laminado de acabado, que es el segundo laminado en caliente. Es deseable ajustar el tiempo entre la completación del proceso de laminado en bruto y el inicio del proceso de laminado de acabado a 150 segundos o menos.

En el proceso de laminado de acabado (segundo laminado en caliente), es deseable ajustar una temperatura inicial

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de laminado de acabado a 1.000 °C o más. Cuando la temperatura inicial de laminado de acabado es de menos de 1.000 °C, en cada pasada del laminado de acabado, la temperatura del laminado que se ha de aplicar a la barra en bruto por laminar disminuye, la reducción se efectúa en un rango de temperaturas en el que no se produce recristalización, la textura se desarrolla y, por lo tanto, empeora la isotropía.

Incidentalmente, el límite superior de la temperatura inicial de laminado de acabado no está limitado en particular. Sin embargo, cuando es de 1.150 °C o más es probable que se produzca una ampolla que sea el punto inicial de un defecto de cascarilla en forma de husillo escamoso entre un hierro de base de la chapa de acero y una cascarilla de superficie antes del laminado de acabado y entre pasadas, y por lo tanto es deseable que la temperatura inicial de laminado de acabado sea de menos de 1.150 °C.

En el laminado de acabado, una temperatura determinada mediante la composición química de la chapa de acero se establece como T1 y, en un rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C, se lleva a cabo el laminado en un 30% o más en una pasada al menos una vez. Además, en el laminado de acabado, la relación de reducción total se ajusta a un 50% o más. Cumpliendo esta condición, en la parte central de espesor de chapa, que está en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, el valor medio de las densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> se hace igual a 5,0 o menos y la densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> se hace igual a 4,0 o menos. Esto hace posible asegurar el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros del producto final.

Aquí, T1 es la temperatura calculada mediante la Expresión (1) indicada a continuación.

C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo y V representan cada uno el contenido del elemento (% en masa).

Una reducción fuerte en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C, y una reducción ligera a menos de T1 + 30 °C después, controlan el valor medio de las densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y la densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> en la parte central de espesor de chapa, que está en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, y de este modo se mejoran drásticamente el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros del producto final, como se muestra en los ejemplos que se describirán posteriormente.

Esta temperatura T1 misma se obtiene empíricamente. Los presentes inventores han aprendido empíricamente mediante experimentos que la recristalización en una zona austenítica de cada acero se promueve sobre la base de la temperatura T1. Con el fin de conseguir un mejor alargamiento uniforme y una mejor expansibilidad de agujeros, es importante acumular tensión mecánica mediante la reducción fuerte, y la relación de reducción total de un 50% o más es esencial en el laminado de acabado. Además, es deseable realizar una reducción en un 70% o más y, por otra parte, si se realiza una relación de reducción en más de un 90% se añaden como resultado una temperatura de protección y una carga de laminado excesiva.

Cuando la relación de reducción total en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C es inferior a un 50%, la tensión mecánica de laminado por acumular durante el laminado en caliente no es suficiente y la recristalización de la austenita no avanza lo suficiente. Por lo tanto, la textura se desarrolla y la isotropía empeora. Cuando la relación de reducción total es de un 70% o más, es posible obtener la suficiente isotropía, incluso considerando variaciones atribuibles a fluctuaciones de la temperatura o similares. Por otra parte, cuando la relación de reducción total sobrepasa un 90% se hace difícil conseguir el rango de temperaturas de T1 + 200 °C o menos debido a la generación de calor por procesamiento y, además, una carga de laminado aumenta causando un riesgo de que el laminado resulte difícil de llevar a cabo.

En el laminado de acabado, con el fin de promover la recristalización uniforme causada por la liberación de la tensión mecánica acumulada, el laminado en un 30% o más se lleva a cabo en una pasada al menos una vez a una temperatura no inferior a T1 + 30 °C ni superior a T1 + 200 °C.

Incidentalmente, con el fin de promover la recristalización uniforme, es necesario contener una cantidad de procesamiento en un rango de temperaturas de menos de T1 + 30 °C, lo más pequeña posible. Para lograrlo es deseable que la relación de reducción en menos de T1 + 30 ° sea de un 30% o menos. En términos de precisión de espesor de chapa y forma de chapa, es deseable que la relación de reducción sea de un 10% o menos. Cuando se obtiene además isotropía, es deseable que la relación de reducción en el rango de temperaturas de menos de T1 + 30 °C sea de un 0%.

Es deseable que el laminado de acabado se termine a T1 + 30 °C o más. En el laminado en caliente a menos de T1 + 30 °C, los granos de austenita granulada que se recristalizan una vez se alargan, causando así un riesgo de que empeore la isotropía.

Es decir que, en el procedimiento de fabricación de la presente invención, en el laminado de acabado, recristalizando la austenita de manera fina y uniforme se controla la textura del producto y se mejoran el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros.

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Puede obtenerse una relación de laminado mediante los rendimientos reales o cálculo a partir de la carga de laminado, medición del espesor de chapa y/o similares. La temperatura puede medirse exactamente mediante un termómetro entre estaciones o puede obtenerse mediante una simulación de cálculo considerando la generación de calor por procesamiento a partir de la velocidad de la línea, la relación de reducción y/o similares. De este modo, es posible confirmar fácilmente si se lleva a cabo o no el laminado prescrito en la presente invención.

Cuando el laminado en caliente se termina en Ar3 o menos, el laminado en caliente se vuelve un laminado de zona de dos fases de austenita y ferrita y la acumulación en el grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> se hace intensa. Como resultado de ello, el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros empeoran considerablemente.

Para hacer los granos cristalinos finos y suprimir los granos alargados, una cantidad máxima de generación de calor de procesamiento durante la reducción a una temperatura no inferior a T1 + 30° ni superior a T1 + 200 °C, a saber un margen aumentado de temperatura por la reducción, se contiene de manera deseable a 18°C o menos. Para lograr esto es deseable aplicar un enfriamiento entre estaciones o similar.

Enfriamiento primario previo al laminado en frío

Después de llevar a cabo una reducción final en una relación de reducción de un 30% o más en el laminado de acabado, se inicia un enfriamiento primario previo al laminado en frío de tal manera que un tiempo de espera t en segundos cumpla la Expresión (2) indicada a continuación.

t < 2,5 x ti ■■■ (2)

Aquí, t1 se obtiene mediante la Expresión (3) indicada a continuación. ti = 0,001 x ((Tf -Ti) x P1/100)2- 0,109 x ((Tf -Ti) x P1/100) + 3,1 ■■■ (3)

Aquí, en la Expresión (3) anterior, Tf representa la temperatura de un lingote de acero obtenido después de la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más y P1 representa la relación de reducción de la reducción final en un 30% o más.

Incidentalmente, la “reducción final en una relación de reducción de un 30% o más” indica el laminado efectuado finalmente entre los laminados cuya relación de reducción se vuelve de un 30% o más, de los laminados en una pluralidad de pasadas realizadas en el laminado de acabado. Por ejemplo, cuando entre los laminados en una pluralidad de pasadas realizadas en el laminado de acabado la relación de reducción del laminado efectuado en la etapa final es de un 30% o más, el laminado efectuado en la etapa final es la “reducción final en una relación de reducción de un 30% o más”. Además, cuando entre los laminados en una pluralidad de pasadas realizadas en el laminado de acabado la relación de reducción del laminado efectuado antes de la etapa final es de un 30% o más, y después de llevar a cabo el laminado efectuado antes de la etapa final (laminado en una relación de reducción de un 30% o más) no se lleva a cabo el laminado cuya relación de reducción se vuelve de un 30% o más, el laminado efectuado antes de la etapa final (laminado en una relación de reducción de un 30% o más) es la “reducción final en una relación de reducción de un 30% o más”.

En el laminado de acabado, el tiempo de espera t en segundos hasta que se inicia el enfriamiento primario previo al laminado en frío después de llevarse a cabo la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más influye enormemente en el diámetro de grano de austenita. Es decir que influye enormemente en una fracción de grano equiáxica y una relación de área de grano grueso de la chapa de acero.

Cuando el tiempo de espera t sobrepasa ti x 2,5, la recristalización está ya casi completada, pero los granos cristalinos crecen considerablemente y el engrosamiento del tamaño de grano avanza y, por lo tanto, los valores r y el alargamiento disminuyen.

El tiempo de espera t en segundos cumple además la Expresión (2a) indicada a continuación, haciendo así posible suprimir de manera preferencial el crecimiento de los granos cristalinos. Por consiguiente, aunque la recristalización no avance lo suficiente es posible mejorar suficientemente el alargamiento de la chapa de acero y mejorar simultáneamente las características de fatiga.

t < ti ■■■ (2a)

Al mismo tiempo, el tiempo de espera t en segundos cumple además la Expresión (2b) indicada a continuación y de este modo la recristalización avanza lo suficiente y se aleatorizan las orientaciones cristalinas. Por lo tanto, es posible mejorar suficientemente el alargamiento de la chapa de acero y mejorar enormemente la isotropía de manera simultánea.

ti < t < ti x 2,5 ■■■ (2b)

Aquí, como se muestra en la FIG. i, en una línea i de laminado en caliente continuo, el lingote de acero (desbaste plano) calentado hasta una temperatura predeterminada en el horno de caldeo se lamina en un tren desbastador 2 y

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en un tren acabador 3 secuencialmente para obtener una chapa 4 de acero laminado en caliente con un espesor predeterminado, y la chapa 4 de acero laminado en caliente se transporta fuera sobre una mesa final 5. En el procedimiento de fabricación de la presente invención, en el proceso de laminado en bruto (primer laminado en caliente) efectuado en el tren desbastador 2, el laminado en una relación de reducción de un 20% o más se lleva a cabo en el lingote de acero (desbaste plano) una vez o más en un intervalo de temperaturas de no menos de 1.000 °C ni más de 1.200 °C.

La barra en bruto así laminada hasta un espesor predeterminado en el tren desbastador 2 se somete a continuación a un laminado de acabado (se somete al segundo laminado en caliente) a través de una pluralidad de estaciones 6 de laminado del tren acabador 3, para obtener la chapa 4 de acero laminada en caliente. Entonces, en el tren acabador 3, se lleva a cabo el laminado en un 30% o más en una pasada al menos una vez en el rango de temperaturas no inferior a una temperatura de T1 + 30 °C ni superior a T1 + 200 °C. Además, en el tren acabador 3, la relación de reducción total se vuelve de un 50% o más.

Posteriormente, en el proceso de laminado de acabado, después de haberse llevado a cabo la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más, se inicia el enfriamiento primario previo al laminado en frío de tal manera que el tiempo de espera t en segundos cumpla la Expresión (2) indicada anteriormente o bien las Expresiones (2a) o (2b) indicadas anteriormente. El inicio de este enfriamiento primario previo al laminado en frío se lleva a cabo mediante unas toberas 10 de enfriamiento entre estaciones, dispuestas entre, en cada caso, dos de las estaciones 6 de laminado del tren acabador 3, o unas toberas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa final 5.

Por ejemplo, cuando la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más se lleva a cabo sólo en la estación 6 de laminado dispuesta en la etapa delantera del tren acabador 3 (en el lado izquierdo en la FIG. 1, en el lado situado corriente arriba con respecto al laminado) y el laminado cuya relación de reducción se vuelve de un 30% o más no se lleva a cabo en la estación 6 de laminado dispuesta en la etapa trasera del tren acabador 3 (en el lado derecho de la FIG. 1, en el lado situado corriente abajo con respecto al laminado), si el inicio del enfriamiento primario previo al laminado en frío se efectúa mediante las toberas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa final 5, a veces se provoca una situación en la que el tiempo de espera t en segundos no cumple la Expresión (2) indicada anteriormente o las Expresiones (2a) y (2b) indicadas anteriormente. En tal caso, el enfriamiento primario previo al laminado en frío se inicia mediante las toberas 10 de enfriamiento entre estaciones, dispuestas entre, en cada caso, dos de las estaciones 6 de laminado del tren acabador 3.

Además, por ejemplo, cuando la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más se lleva a cabo en la estación 6 de laminado dispuesta en la etapa trasera del tren acabador 3 (en el lado derecho en la FIG. 1, en el lado situado corriente abajo con respecto al laminado), aunque el inicio del enfriamiento primario previo al laminado en frío se efectúe mediante las toberas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa final 5, a veces se da el caso de que el tiempo de espera t en segundos puede cumplir la Expresión (2) indicada anteriormente o las Expresiones (2a) y (2b) indicadas anteriormente. En tal caso, el enfriamiento primario previo al laminado en frío puede iniciarse también mediante las toberas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa final 5. Huelga decir que, mientras se complete el rendimiento de la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más, el enfriamiento primario previo al laminado en frío puede también iniciarse mediante las toberas 10 de enfriamiento entre estaciones, dispuestas entre, en cada caso, dos de las estaciones 6 de laminado del tren acabador 3.

Entonces, en este enfriamiento primario previo al laminado en frío, se lleva a cabo un enfriamiento en el que, a una velocidad media de enfriamiento de 50 °C/segundo o más, un cambio de temperatura (caída de temperatura) se vuelve no inferior a 40 °C ni superior a 140 °C.

Cuando el cambio de temperatura es de menos de 40 °C, los granos de austenita recristalizados crecen y la tenacidad a baja temperatura empeora. El cambio de temperatura se ajusta a 40 °C o más, haciendo así posible contener el engrosamiento de tamaño de los granos de austenita. Cuando el cambio de temperatura es de menos de 40 °C no es posible conseguir el efecto. Por otra parte, cuando el cambio de temperatura sobrepasa los 140 °C la recristalización se vuelve insuficiente y se hace difícil obtener una textura aleatoria planteada como objetivo. Además, una fase de ferrita eficaz para el alargamiento tampoco se obtiene fácilmente y la dureza de una fase de ferrita se vuelve alta y, de este modo, empeoran también el alargamiento uniforme y la expansibilidad de agujeros. Además, cuando el cambio de temperatura es de más de 140 °C es probable provocar una sobretensión hasta/más allá de una temperatura de punto de transformación Ar3. En este caso, incluso mediante la transformación a partir de austenita recristalizada, como resultado de aguzar la selección de variante, la textura se forma y la isotropía disminuye en consecuencia.

Cuando la velocidad media de enfriamiento en el enfriamiento primario previo al laminado en frío es inferior a 50 °C/segundo, como es de esperar los granos de austenita recristalizada crecen y la tenacidad a baja temperatura empeora. El límite superior de la velocidad media de enfriamiento no está determinado en particular, pero, en términos de forma de chapa de acero, se consideran adecuados 200 °C/segundo o menos.

Además, para suprimir el crecimiento de grano y obtener una tenacidad a baja temperatura más excelente, es deseable utilizar un dispositivo de enfriamiento entre pasadas o similar, para llevar la generación de calor por procesamiento entre las estaciones respectivas del laminado de acabado a 18 °C o menos.

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La relación de laminado (relación de reducción) puede obtenerse mediante los rendimientos reales o cálculo a partir de la carga de laminado, medición del espesor de chapa y/o similares. La temperatura del lingote de acero durante el laminado puede medirse exactamente mediante un termómetro dispuesto entre las estaciones o puede obtenerse mediante una simulación considerando la generación de calor por procesamiento a partir de la velocidad de la línea, la relación de reducción y/o similares, o puede obtenerse por ambos métodos.

Además, como se ha explicado anteriormente, para promover la recristalización uniforme, es deseable que la cantidad de procesamiento en el rango de temperaturas de menos de T1 + 30 °C sea lo más pequeña posible y es deseable que la relación de reducción en el rango de temperaturas de menos de T1 + 30 °C sea de un 30% o menos. Por ejemplo, en caso de que en el tren acabador 3 de la línea 1 de laminado en caliente continuo mostrada en la FIG. 1, al atravesar una o dos o más de las estaciones 6 de laminado dispuestas en el lado delantero de la etapa (en el lado izquierdo en la FIG. 6, en el lado situado corriente arriba con respecto al laminado), la chapa de acero esté dentro del rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C y, al atravesar una o dos o más de las estaciones 6 de laminado dispuestas en el lado trasero subsiguiente de la etapa (en el lado derecho en la FIG. 6, en el lado situado corriente abajo con respecto al laminado), la chapa de acero esté dentro del rango de temperatura de menos de T1 + 30 °C, cuando la chapa de acero atraviesa una o dos o más de las estaciones 6 de laminado dispuestas en el lado trasero subsiguiente de la etapa (en el lado derecho en la FIG. 1, en el lado situado corriente abajo con respecto al laminado), aunque la reducción no se lleve a cabo o se lleve a cabo, es deseable que la relación de reducción a menos de T1 + 30 °C sea de un 30% o menos en total. En términos de precisión de espesor de chapa y forma de chapa, es deseable que la relación de reducción a menos de T1 + 30 °C sea una relación de reducción de un 10% o menos en total. Cuando se obtiene además isotropía, es deseable que la relación de reducción en el rango de temperaturas de menos de T1 + 30 °C sea de un 0%.

En el procedimiento de fabricación de la presente invención, la velocidad de laminado no está limitada en particular. Sin embargo, cuando la velocidad de laminado en el lado de la estación final del laminado de acabado es inferior a 400 mpm, los granos y crecen y se hacen más gruesos, las zonas en las que la ferrita puede precipitarse para conseguir la ductilidad disminuyen y, por lo tanto, es probable que la ductilidad empeore. Aunque el límite superior de la velocidad de laminado no esté limitado en particular es posible conseguir el efecto de la presente invención, pero la realidad es que la velocidad de laminado es de 1.800 mpm o menos debido a restricciones de la instalación. Por lo tanto, en el proceso de laminado de acabado, es deseable que la velocidad de laminado no sea de menos de 400 mpm ni más de 1.800 mpm.

Enfriamiento secundario previo al laminado en frío

En el procedimiento de fabricación de la presente invención se prefiere que, después del enfriamiento primario previo al laminado en frío, se lleve a cabo un enfriamiento secundario previo al laminado en frío para controlar la estructura. El patrón del enfriamiento secundario previo al laminado en frío también es importante.

Es deseable llevar a cabo el enfriamiento secundario previo al laminado en frío en un plazo de tres segundos después del enfriamiento primario previo al laminado en frío. Cuando el momento de inicio del enfriamiento secundario previo al laminado en frío después del enfriamiento primario previo al laminado en frío sobrepasa los tres segundos, los granos de austenita se vuelven gruesos y la resistencia y el alargamiento disminuyen.

En el enfriamiento secundario previo al laminado en frío, el enfriamiento se lleva a cabo hasta una temperatura de parada de enfriamiento de 600 °C o menos, a una velocidad media de enfriamiento de 10 a 300 °C/segundo. Cuando la temperatura de parada de este enfriamiento secundario previo al laminado en frío es superior a 600 °C y la velocidad media de enfriamiento del enfriamiento secundario previo al laminado en frío es inferior a 10 °C/segundo, existe la posibilidad de que la oxidación superficial avance y la superficie de la chapa de acero se deteriore. Cuando la velocidad media de enfriamiento sobrepasa los 300 °C/segundo, se promueve la transformación de martensita aumentando drásticamente la resistencia, lo que tiene como resultado que el laminado en frío subsiguiente se vuelva difícil de llevar a cabo.

Enrollamiento

Una vez así obtenida, la chapa de acero laminada en caliente puede enrollarse a 600 °C o menos. Cuando una temperatura de enrollamiento sobrepasa los 600 °C, la relación de área de la estructura de ferrita aumenta y la relación de área de la bainita no se hace igual a un 5% o más. Para llevar la relación de área de la bainita a un 5% o más, la temperatura se enrollamiento se ajusta preferiblemente a 600 °C o menos.

Laminado en frío

Una chapa original laminada en caliente fabricada como se ha descrito anteriormente se decapa según sea necesario para someterla a un laminado en frío en una relación de reducción de no menos de un 30% ni más de un 70%. Cuando la relación de reducción es de un 30% o menos, se hace difícil provocar la recristalización en el calentamiento y la espera posterior, lo que tiene como resultado que la fracción de grano equiáxica disminuya y además los granos cristalinos se vuelvan gruesos después del calentamiento. Cuando se lleva a cabo un laminado en más de un 70% se desarrolla una textura durante el calentamiento y, por lo tanto, la anisotropía se intensifica. Por lo tanto, la relación de reducción se establece en un 70% o menos.

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Calentamiento y espera

La chapa de acero que se ha sometido al laminado en frío (una chapa de acero laminada en frío) se calienta posteriormente hasta un rango de temperaturas de 700 a 900 °C y se mantiene durante no menos de 1 segundo ni más de 1.000 segundos en el rango de temperaturas de 700 a 900 °C. Mediante este calentamiento y esta espera se elimina en endurecimiento por procesamiento. Cuando la chapa de acero se calienta de esta manera después del laminado en frío hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C, una velocidad media de calentamiento no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C se ajusta a HR1 (°C/segundo) expresado mediante la Expresión (5) indicada a continuación, y una velocidad media de calentamiento de más de 650 °C hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C se ajusta a HR2 (°C/segundo) expresado mediante la Expresión (6) indicada a continuación.

HR1 > 0,3 ... (5)

HR2 < 0,5 x HR1 ... (6)

El laminado en caliente se lleva a cabo en las condiciones descritas anteriormente y después se lleva a cabo el enfriamiento primario posterior al laminado en caliente, haciendo así los granos cristalinos finos y lográndose una aleatorización de las orientaciones cristalinas. Sin embargo, mediante el laminado en frío efectuado posteriormente se desarrolla una fuerte textura y es probable que la textura permanezca en la chapa de acero. Como resultado de ello, los valores r y el alargamiento de la chapa de acero disminuyen y la isotropía disminuye. Así, es deseable hacer que la textura que se ha desarrollado con el laminado en frío desaparezca tanto como sea posible efectuando adecuadamente el calentamiento que se ha de llevar a cabo después del laminado en frío. Para lograr esto es necesario dividir la velocidad media del calentamiento en dos etapas expresadas por las Expresiones (5) y (6) indicadas anteriormente.

La razón detallada de por qué la textura y las propiedades de la chapa de acero se mejoran mediante este calentamiento en dos etapas no está clara, pero se piensa que este efecto está relacionado con la recuperación de la dislocación introducida durante el laminado en frío y la recristalización. Es decir que la fuerza motriz de la recristalización que se produce en la chapa de acero mediante el calentamiento se acumula en forma de tensión mecánica en la chapa de acero mediante el laminado en frío. Cuando la velocidad media HR1 de calentamiento en el intervalo de temperaturas no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C es pequeña, la dislocación introducida con el laminado en frío se recupera y la recristalización no se produce. Como resultado de ello, la textura que se ha desarrollado durante el laminado en frío permanece como está y las propiedades tales como la isotropía empeoran. Cuando la velocidad media HR1 de calentamiento en el intervalo de temperaturas no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C es de menos de 0,3 °C/segundo, la dislocación introducida con el laminado en frío se recupera, con el resultado de que la fuerte textura formada durante el laminado en frío permanece. Por lo tanto, es necesario ajustar la velocidad media HR1 de calentamiento en el intervalo de temperaturas no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C a 0,3 (°C/segundo) o más.

Por otra parte, cuando la velocidad media HR2 de calentamiento de más de 650 °C hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C es grande, no se recristaliza ferrita existente en la chapa de acero después del laminado en frío y queda ferrita no recristalizada en un estado de procesamiento en curso. Cuando se calienta acero que contiene C en un 0,01% o más en particular hasta un rango de dos fases de ferrita y austenita, la austenita formada bloquea el crecimiento de la ferrita recristalizada y, por lo tanto, es más probable que quede ferrita no recristalizada. Esta ferrita no recristalizada tiene una fuerte textura y, por lo tanto, influye negativamente en las propiedades tales como los valores r y la isotropía, y esta ferrita no recristalizada contiene muchas dislocaciones, empeorando así la ductilidad drásticamente. Por lo tanto, en el intervalo de temperaturas de más de 650 °C hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C, la velocidad media HR2 de calentamiento ha de ser de 0,5 x HR1 (°C/segundo) o menos.

Además, cuando una temperatura de calentamiento es inferior a 700 °C o un tiempo de espera en el rango de temperaturas de 700 a 900 °C es de menos de un segundo, la transformación inversa a partir de la ferrita no avanza lo suficiente y, en un enfriamiento subsiguiente, no es posible obtener una fase de bainita, lo que tiene como resultado que no sea posible conseguir suficiente resistencia. Por otra parte, cuando la temperatura de calentamiento es superior a 900 °C o el tiempo de espera en el rango de temperaturas de 700 a 900 °C es de más de 1.000 segundos, los granos cristalinos se vuelven gruesos y la relación de área de los granos cristalinos que tienen cada uno un diámetro de grano de 200 pm o más aumenta.

Enfriamiento primario posterior al laminado en frío

Después del calentamiento y la espera, se lleva a cabo un enfriamiento primario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 580 a 750 °C a una velocidad media de enfriamiento de 12 °C/segundo o menos. Cuando una temperatura de terminación del enfriamiento primario posterior al laminado en frío sobrepasa los 750 °C, se promueve la transformación de ferrita y se hace imposible obtener un 5% o más de bainita en términos de una relación de área. Cuando la velocidad media de enfriamiento de este enfriamiento primario posterior al laminado en frío sobrepasa los 12 °C/segundo y la temperatura de terminación del enfriamiento primario posterior al laminado en frío es de menos de 580 °C, el crecimiento de grano de ferrita no avanza lo suficiente y se hace imposible obtener un 5% o más de ferrita en términos de una relación de área.

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Enfriamiento secundario posterior al laminado en frío

Después del enfriamiento primario posterior al laminado en frío, se lleva a cabo un enfriamiento secundario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 350 a 500 °C a una velocidad media de enfriamiento de 4 a 300 °C/segundo. Cuando la velocidad media del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío es inferior a 4 °C/segundo o el enfriamiento secundario posterior al laminado en frío se termina a una temperatura superior a 500 °C, la transformación de perlita avanza excesivamente y crea una posibilidad de que no pueda obtenerse finalmente un 5% o más de bainita en términos de una relación de área. Además, cuando la velocidad media del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío es superior a 300 °C/segundo o el enfriamiento secundario posterior al laminado en frío se termina a una temperatura inferior a 350 °C, la transformación de martensita avanza y existe el riesgo de que una relación de área de la martensita se haga mayor de un 1%.

Tratamiento térmico de sobreenvejecimiento

Posteriormente al enfriamiento secundario posterior al laminado en frío, se lleva a cabo un tratamiento térmico de sobreenvejecimiento en un intervalo de temperaturas de no menos de 350 °C ni más de 500 °C. Un tiempo de espera en este intervalo de temperaturas se establece en t2 segundos cumpliendo la Expresión (4) indicada a continuación, según una temperatura T2 de tratamiento de sobreenvejecimiento, o durante más tiempo. Sin embargo, en consideración a un intervalo de temperaturas aplicable de la Expresión (4), el valor máximo de t2 se establece en 400 segundos.

log(t2) = 0,0002(T2 - 425)2 + 1,18 ... (4)

Incidentalmente, en este tratamiento térmico de sobreenvejecimiento, la espera no significa sólo una espera isotérmica y es suficiente con mantener la chapa de acero en el intervalo de temperaturas de no menos de 350 °C ni más de 500 °C. Por ejemplo, la chapa de acero puede enfriarse una vez hasta los 350 °C para calentarla a continuación hasta los 500 °C, o la chapa de acero puede también enfriarse hasta los 500 °C para enfriarla a continuación hasta los 350 °C.

Incidentalmente, aunque se lleve a cabo un tratamiento de superficie en la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío de la presente invención, el efecto de mejorar la expansibilidad de agujeros no desaparece y, por ejemplo, puede formarse sobre la superficie de la chapa de acero una capa galvanizada por inmersión en baño caliente o una capa galvanizada por inmersión en baño caliente aleada. En este caso, el efecto de la presente invención puede conseguirse aunque se lleve a cabo uno cualquiera de los siguientes: electrochapado, inmersión en caliente, recubrimiento electrolítico por deposición, formación de película por revestimiento orgánico, laminado de películas, tratamiento con sales orgánicas/sales inorgánicas, tratamiento no crómico, etc. Además, la chapa de acero según la presente invención puede aplicarse no sólo para una conformación de combadura, sino también una conformación combinada principalmente compuesta de procesamientos de plegado tales como un plegado, una combadura y un estiraje.

Cuando se lleva a cabo una galvanización por inmersión en baño caliente en la chapa de acero de la presente invención, puede efectuarse un tratamiento de aleación después de la galvanización. El tratamiento de aleación se efectúa en un rango de temperaturas de 450 a 600 °C. Cuando una temperatura de tratamiento de aleación es inferior a 450 °C la aleación no avanza lo suficiente, y cuando sobrepasa los 600 °C, por otra parte, la aleación avanza demasiado y la resistencia a la corrosión empeora. Por lo tanto, el tratamiento de aleación se lleva a cabo en el rango de temperaturas de 450 a 600 °C.

Ejemplo

A continuación se explicarán ejemplos de la presente invención. Incidentalmente, las condiciones de los ejemplos son ejemplos de condiciones empleados para confirmar la aplicabilidad y los efectos de la presente invención, y la presente invención no está limitada a estos ejemplos de condiciones. La presente invención puede emplear diversas condiciones, siempre que se logre el objetivo de la presente invención sin apartarse del espíritu de la invención. En la Tabla 1 se muestran las composiciones químicas de los respectivos aceros utilizados en los ejemplos. En las Tablas 2 y 3 se muestran las condiciones de fabricación respectivas. Además, en las Tablas 4 y 5 se muestran las constituciones estructurales y propiedades mecánicas de los tipos de acero respectivos en las condiciones de fabricación de las Tablas 2 y 3. Incidentalmente, cada subrayado en las Tablas indica que un valor numérico está fuera del intervalo de la presente invención o está fuera del intervalo de un intervalo preferido de la presente invención. Además, en las Tablas 2 a 5, las letras inglesas “A” a “T” y las letras inglesas “a” a “i” añadidas a los tipos de acero indican que son componentes de los aceros “A” a “T” y “a” a “i” de la Tabla 1 respectivamente.

Se explicarán resultados de investigaciones utilizando aceros de la invención “A” a “T” y utilizando aceros comparativos “a” a “h”, que tienen las composiciones químicas mostradas en la Tabla 1. Incidentalmente, en la Tabla 1, cada valor numérico de las composiciones químicas significa % en masa.

Estos aceros se colaron y a continuación se dejaron como estaban, o se calentaron hasta un rango de temperaturas de 1.000 a 1.300 °C después de haber sido enfriados una vez hasta la temperatura ambiente, y después se sometieron a un laminado en caliente, laminado en frío y enfriamiento en las condiciones mostradas en la Tabla 2 y

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En el laminado en caliente, en primer lugar, en el laminado en bruto que es el primer laminado en caliente, se llevó a cabo un laminado una o más veces en una relación de reducción de un 40% o más en un rango de temperaturas de no menos de 1.000 °C ni más de 1.200 °C. Sin embargo, con respecto a los tipos de acero A3, E3 y M2, en el laminado en bruto, no se llevó a cabo el laminado en una relación de reducción de un 40% o más en una pasada. En la Tabla 2 se muestran el número de veces de reducción en una relación de reducción de un 40% o más y cada relación de reducción (%) en el laminado en bruto, y un diámetro de grano de austenita (|jm) después del laminado en bruto (antes del laminado de acabado). Incidentalmente, en la Tabla 2 se muestran una temperatura T1 (°C) y una temperatura Ac1 (°C) de los respectivos tipos de acero.

Una vez terminado el laminado en bruto se llevó a cabo el laminado de acabado, que es el segundo laminado en caliente. En el laminado de acabado se llevó a cabo un laminado en una relación de reducción de un 30% o más en una pasada al menos una vez en un rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C, y en un rango de temperaturas de menos de T1 + 30 °C, y la relación de reducción total se estableció en un 30% o menos. Incidentalmente, en el laminado de acabado, se llevó a cabo en una pasada final un laminado en una relación de reducción de un 30% o más, en una pasada, en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C.

Sin embargo, con respecto a los tipos de acero A4, A5, A6 y B3, no se llevó a cabo el laminado en una relación de reducción de un 30% o más en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C. Además, con respecto a los tipos de acero P2 y P3, la relación de reducción total en el intervalo de temperaturas de menos de T1 + 30 °C fue de más de un 30%.

Además, en el laminado de acabado, la relación de reducción total se estableció en un 50% o más. Sin embargo, con respecto a los tipos de acero A4, A5, A6, B3 y C3, la relación de reducción total en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C fue de menos de un 50%.

La Tabla 2 muestra, en el laminado de acabado, la relación de reducción (%) en la pasada final en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C y la relación de reducción en una pasada en una etapa anterior a la pasada final (relación de reducción en una pasada antes de la final) (%). Además, la Tabla 2 muestra, en el laminado de acabado, la relación de reducción total (%) en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C, una temperatura (°C) después de la reducción en la pasada final en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C, y una cantidad máxima de generación de calor por procesamiento (°C) durante la reducción en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C.

Después de llevar a cabo la reducción final en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C en el laminado de acabado, se inició un enfriamiento primario previo al laminado en frío antes de que un tiempo de espera t en segundos sobrepasase 2,5 x t1. En el enfriamiento primario previo al laminado en frío se ajustó una velocidad media de enfriamiento a 50 °C/segundo o más. Además, en el enfriamiento primario previo al laminado en frío se ajustó un cambio de temperatura (una cantidad de temperatura enfriada) de manera que estuviese dentro de un intervalo de no menos de 40 °C ni más de 140 °C.

Sin embargo, con respecto al tipo de acero J2, el enfriamiento primario previo al laminado en frío se inició después de que el tiempo de espera t en segundos sobrepasase 2,5 x ti desde la reducción final en el rango de temperaturas de no menos de T1 + 30 °C ni más de T1 + 200 °C en el laminado de acabado. Con respecto al tipo de acero T2 el cambio de temperatura (cantidad de temperatura enfriada) en el enfriamiento primario previo al laminado en frío fue de menos de 40 °C, y con respecto al tipo de acero J3 el cambio de temperatura (cantidad de temperatura enfriada) en el enfriamiento primario previo al laminado en frío fue de más de l40 °C. Con respecto al tipo de acero T3, la velocidad media de enfriamiento en el enfriamiento primario previo al laminado en frío fue de menos de 50 °C/segundo.

La Tabla 2 muestra ti (segundos) de los respectivos tipos de acero, el tiempo de espera t (segundos) desde la reducción final en el rango de temperaturas de no menos de Ti + 30 °C ni más de Ti + 200 °C hasta el inicio del enfriamiento primario previo al laminado en frío en el laminado de acabado, t/tl, el cambio de temperatura (cantidad enfriada) (°C) en el enfriamiento primario previo al laminado en frío, y la velocidad media de enfriamiento (°C/segundo) en el enfriamiento primario previo al laminado en frío.

Después del enfriamiento primario previo al laminado en frío, se llevó a cabo un enfriamiento secundario previo al laminado en frío. Después del enfriamiento primario previo al laminado en frío, el enfriamiento secundario previo al laminado en frío se inició dentro de un plazo de tres segundos. Además, en el enfriamiento secundario previo al laminado en frío, se llevó a cabo el enfriamiento hasta una temperatura de parada de enfriamiento de 600 °C o menos a una velocidad media de enfriamiento de 10 a 300 °C/segundo, se llevó a cabo un enrollamiento a 600 °C o menos y se obtuvieron chapas originales laminadas en caliente que tenían cada una un espesor de 2 a 5 mm.

Sin embargo, con respecto al tipo de acero D3, pasaron tres segundos hasta que se inició el enfriamiento secundario previo al laminado en frío después del enfriamiento primario previo al laminado en frío. Además, con respecto al tipo

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de acero D3, la velocidad media del enfriamiento secundario previo al laminado en frío fue superior a 300 °C/segundo. Además, con respecto al tipo de acero E3, la temperatura de parada de enfriamiento del enfriamiento secundario previo al laminado en frío (temperatura de enrollamiento) fue superior a 600 °C. La Tabla 2 muestra, de los respectivos tipos de acero, el tiempo (segundos) hasta el inicio del enfriamiento secundario previo al laminado en frío después del enfriamiento primario previo al laminado en frío, la velocidad media de enfriamiento (°C/segundo) del enfriamiento secundario previo al laminado en frío, y la temperatura de parada de enfriamiento (°C) del enfriamiento secundario previo al laminado en frío (temperatura de enrollamiento).

A continuación, las chapas originales laminadas en caliente se decaparon cada una para, entonces, someterlas a un laminado en frío en una relación de reducción de no menos de un 30% ni más de un 70%. Sin embargo, con respecto al tipo de acero T4, la relación de reducción del laminado en frío fue de menos de un 30%. Además, con respecto al tipo de acero T5, la relación de reducción del laminado en frío fue de más de un 70%. La Tabla 3 muestra la relación de reducción (%) del laminado en frío de los respectivos tipos de acero.

Después del laminado en frío se llevaron a cabo un calentamiento hasta un rango de temperaturas de 700 a 900 °C y una espera de no menos de 1 segundo ni más de 1.000 segundos. Además, cuando se llevó a cabo el calentamiento hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C, una velocidad media HR1 de calentamiento (°C/segundo) no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C se ajustó a 0,3 o más (HR1 > 0,3) y una velocidad media HR2 de calentamiento (°C/segundo) de más de 650 °C hasta 700 a 900 °C se ajustó a 0,5 x HR1 o menos (HR2 < 0,5 x HR1).

Sin embargo, con respecto al tipo de acero A1, una temperatura de calentamiento fue superior a 900 °C. Con respecto al tipo de acero Q2, la temperatura de calentamiento fue inferior a 700 °C. Con respecto al tipo de acero Q3, un tiempo de calentamiento y espera fue de menos de un segundo. Con respecto al tipo de acero Q4, el tiempo de calentamiento y espera fue de más de 1.000 segundos. Además, con respecto al tipo de acero T6, la velocidad media HR1 de calentamiento fue inferior a 0,3 (°C/segundo). Con respecto al tipo de acero T7, la velocidad media HR2 de calentamiento (°C/segundo) fue superior a 0,5 x HR1. La Tabla 3 muestra la temperatura de calentamiento (°C) y las velocidades medias HR1 y HR2 de calentamiento (°C/segundo) de los respectivos tipos de acero.

Después del calentamiento y la espera, se llevó a cabo un enfriamiento primario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 580 a 750 °C a una velocidad media de enfriamiento de 12 °C/segundo o menos. Sin embargo, con respecto al tipo de acero A2, la velocidad media de enfriamiento en el enfriamiento primario posterior al laminado en frío fue superior a 12 °C/segundo. Además, con respecto al tipo de acero A2 una temperatura de parada del enfriamiento primario posterior al laminado en frío fue inferior a 580 °C, y con respecto al tipo de acero K1 la temperatura de parada del enfriamiento primario posterior al laminado en frío fue superior a 740 °C. La Tabla 3 muestra, de los respectivos tipos de acero, la velocidad media de enfriamiento (°C/segundo) y la temperatura de parada de enfriamiento (°C) en el enfriamiento primario posterior al laminado en frío.

Posteriormente al enfriamiento primario posterior al laminado en frío, se llevó a cabo un enfriamiento secundario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 350 a 500 °C a una velocidad media de enfriamiento de 4 a 300 °C/segundo. Sin embargo, con respecto al tipo de acero A5, la velocidad media de enfriamiento del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío fue inferior a 4 °C/segundo. Con respecto al tipo de acero P4, la velocidad media de enfriamiento del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío fue superior a 300 °C/segundo. Además, con respecto al tipo de acero A2 una temperatura de parada del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío fue superior a 500 °C, y con respecto al tipo de acero G1 la temperatura de parada del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío fue inferior a 350 °C. La Tabla 3 muestra la velocidad media de enfriamiento (°C/segundo) en el enfriamiento secundario posterior al laminado en frío de los respectivos tipos de acero.

Posteriormente al enfriamiento secundario posterior al laminado en frío, se llevó a cabo un tratamiento térmico de sobreenvejecimiento (SE) a la temperatura de parada del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío. El intervalo de temperaturas de este tratamiento térmico de sobreenvejecimiento (SE) (temperatura de parada del enfriamiento secundario posterior al laminado en frío) se ajustó a no menos de 350 °C ni más de 500 °C. Además, el tiempo del tratamiento térmico de sobreenvejecimiento (SE) se ajustó a no menos de t2 segundos ni más de 400 segundos. Sin embargo, con respecto al tipo de acero a2 una temperatura de tratamiento térmico de sobreenvejecimiento fue superior a 500 °C, y con respecto al tipo de acero G1 la temperatura de tratamiento térmico de sobreenvejecimiento fue inferior a 350 °C. Además, con respecto al tipo de acero D1 un tiempo de tratamiento de sobreenvejecimiento fue inferior a t2 segundos, y con respecto a los tipos de acero C2 y G1 el tiempo de tratamiento de sobreenvejecimiento fue superior a 400 segundos. La Tabla 3 muestra la temperatura de tratamiento térmico de sobreenvejecimiento (°C), t2 (segundos), y el tiempo de tratamiento (segundos) de los respectivos tipos de acero.

Después del tratamiento térmico de sobreenvejecimiento, se llevó a cabo un laminado de endurecimiento a un 0,5% y se efectuó una evaluación del material. Incidentalmente, en el tipo de acero S1 se llevó a cabo un tratamiento de galvanización por inmersión en baño caliente. En el tipo de acero T1 se llevó a cabo un tratamiento de aleación en un rango de temperaturas de 450 a 600 °C después de la galvanización.

La Tabla 4 muestra relaciones de área (fracciones estructurales) (%) de ferrita, bainita, perlita, martensita y austenita

retenida en una estructura metálica de los respectivos tipos de acero y, de los respectivos tipos de acero, un diámetro dia de volumen medio (valor medio) de los granos cristalinos (pm), y una relación de una longitud dL, de los granos cristalinos, en la dirección de laminado, con respecto a una longitud dt, de los granos cristalinos, en la dirección del espesor de chapa: dL/dt. La Tabla 5 muestra, de los respectivos tipos de acero, un valor medio de 5 densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y una densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> en una parte central de espesor de chapa, que está en un intervalo de 5/ a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero. Incidentalmente, la fracción estructural se evaluó mediante la fracción estructural antes del laminado de endurecimiento. Además, la Tabla 5 muestra, como propiedades mecánicas de los respectivos tipos de acero, la resistencia a la tracción RT (MPa), el alargamiento uniforme ALU 10 (%), un porcentaje de alargamiento AL (%) y una relación A de expansión de agujeros (%) como índice de la

deformabilidad local. La Tabla 5 muestra rC, rL, r30 y r60, siendo cada uno el valor r.

Incidentalmente, un ensayo de tracción se basó en JIS Z 2241. Un ensayo de expansión de agujeros se basó en la norma JFS T1001 de la Japan Iron and Steel Federation. La densidad polar de cada una de las orientaciones cristalinas se midió utilizando el EBSP anteriormente descrito con un paso de 0,5 pm en una zona de 3/8 a 5/8 del 15 espesor de chapa de una sección transversal paralela a la dirección de laminado. Además, como índices del alargamiento uniforme y de la expansibilidad de agujeros, RT x AL se estableció en 8.000 (MPa%) o más y de manera deseable se estableció en 9.000 (MPa%) o más, y RT x A se estableció en 30.000 (MPa%) o más, preferiblemente se estableció en 40.000 (MPa%) o más y aun más preferiblemente se estableció en 50.000 (MPa%) o más.

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TIPO DE ACERO: RELACIÓN DE LAMINADO EN FRÍO /% HR1 /°C HR2 /°C TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO /°C TIEMPO DE ESPERA A TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO /s ENFRIAMIENTO PRIMARIO POSTERIOR A LAMINADO EN FRÍO /°C/s PARADA DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO POSTERIOR A LAMINADO EN FRÍO /°C ENFRIAMIENTO SECUNDARIO POSTERIOR A LAMINADO EN FRÍO /°C/s TEMPERATURA EN SE /°C TIEMPO DE ESPERA EN SE /s t2 /s PRESENCIA/AUSENCIA DE GALVANIZACIÓN TEMPERATURA DE ALEACIÓN /°C

Al: .14 7.0 2.5 JSí 16* 11 650 50 4SG 226 63 AUSENCIA -

A2: JS 16 e.9 750 131 44 ÍW 50 4K0 ¿36 61 AUSENCIA

Ai: 42 tft íhí *00 142 JO 740 50 370 226 61 AUSENCIA

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A5: 4t 7.7 y 7?S 321 u 639 i ÉIÍ 230 400 AUSENCIA -

A6: 52 Ufc Ü.fi 770 126 11 700 59 ??2 220 53 AUSENCIA

Bl: .60 (i21 3.1 776 (49 n 689 50 4513 ÍSS ÍO AUSENCIA

B2: W» «í 3.1 Kífl m 10 m 49 450 rss 2Ó AUSENCIA

B3: 41 «i 3.1 m 9) 12 *.32 50 440 182 17 AUSENCIA

CJ: 4? 4.4 15 m 15? ii W 4v 450 155 20 AUSENCIA

C2: 32 $.« -,¡ 14Í ij AD) 4* 317 550 40(1 AUSENCIA

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I>í: 52 2.5 7SO 4* JO 673 41? 4W U Al AUSENCIA -

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: FISURACIÓN PRODUCIDA DURANTE LAMINADO EN CALIENTE

A

I *1

IPO DE .CERO: FRACCIÓN DE FERRITA /% FRACCIÓN DE BAINITA /% FRACCIÓN DE PERLITA /% FRACCIÓN DE MARTENSITA fM/% FRACCIÓN Y RETENIDA /% dia (^m) dL (^m) dT (^m) EXPRESÓ dL/dt

Ai: í;.í ,19.5 3.1 0,1 0.1 239.0 Í35.9 213.8 11

Aí: U 97.4 0.2 oí 0.1 58 5.4 3 2 1.7

Ai: 59.2 40.0 0 I 0.4 0.3 10-0 9.6 9.6 LO

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Bí: 55*0 44.0 0.Í 0.7 0.2 5.3 5.4 2.5 2.1

Bí: 60.7 37.0 0.1 0.9 1.3 2J 7.6 !.S 4,1

di: 64.0 35.0 0.1 0.6 0.3 5.5 51 2.6 1,9

C2: 60.0 4.3 0,1 0.S 341 6.1 57 2,4 2,3

C3: 65,4 1Í.0 0.4 0.9 0,1 5.7 5.1 2.5 2.1

Di: 5.1 í 6,0 0,1 ais 0.1 5.4 5,0 2.0 2*6

Ú2: 58.0 3S0 1,1 0.8 0.1 6,1 9.9 4.6 L5

DI: 42.7 57.0 ai 0.5 O.i 11,0 11.8 7,8 1,5

El: 55.5 41.9 2.1 ¡1,4 0.1 6.0 68 3.3 2.1

Eí: 51.1 42.7 4.0 o.o 0.2 5.3 9.1 3.3 1.8

D: 67.2 38.0 37 0.9 02 10.9 11.7 7.8 1.5

n: 55.5 41.9 I.í 0.9 02 6.9 6.8 5 A i 2

R: 53.1 43Ü .3.1 (1.5 0.3 5.3 fi.i 3.2 15

F.l: 53.3 44.7 1,5 0.1 07 6 0 9.S 3.9 i.7

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ü2: 50,8 ,16.0 3.7 07 0.2 6.4- 1.2 7.0 1.0

H1: 5 6.2 40.0 1.3 0.5 ¡1.1 6.0 ó.S 3(1 2,2

II: 50.9 46.0 2.7 0.2 02 6.1 6.9 3.3 2.1

13: 67.9 10.6 i.3 0.5 0.5 62 7.0 2 5 27

13: 56.7 40.0 2.4 0.6 0.3 83 9.1 4.5 2.0

JJ: 52.6 45.0 15 0.5 0.2 6.i 6.0 2.7 2.2

12: 58.0 40.0 17 0,i 07 u 89 4.1 22

J$: 57.1 4Í.Ü 3,5 0.2 U.2 62 6.! 5,0 1.2

K!: 9(h? M U 0.1 0.1 6.0 5.9 3.4 1.7

LJ: 47.7 52.1 0.2 0.1 0.1 6.0 6.1 3.9 ].?

M!: (ií¿2 25.0 0.3 0.4 0 1 5.9 5.9 2 3 3,9

M2: 53.9 41.0 2.S 0.2 02 u 8.0 5,7 1.5

Ni: 56,4 19.0 4! 0.3 0.2 5-6 5.9 2.9 215

O!: 5H.I 3S.0 3.3 a+ 0.2 5.1 5.4 3.2 1.7

Oí: 62.1 31.0 4 J 0.4 02 U 8.6 2.4 M

P!: 56.9 40.0 2.7 0,3 0,1 5.1 5.4 2.1 2.5

F2: 64.0 25.0 0.1 0.6 0,3 7.5 28 0.6 4.7

P3: 55 fl 33.0 3,1 0.8 0.1 2.8 2.9 0.7 ü

P4: 43,2 H 0.1 0.1 5.3 6.1 3.3 1.8

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ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO PRESENTE INVENCIÓN ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO

FISURACIÓN PRODUCIDA DURANTE LAMINADO EN CALIENTE

ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO ACERO COMPARATIVO

NOTA

F TIPO DE ACERO: RT (Mpa) ALU (%) AL (%) A (%) VALOR MEDIO DE DENSIDADES POLARES DE GRUPO DE ORIENTACIONES {100}<011> A {223}<110> DENSIDAD POLAR DE ORIENTACIÓN CRISTALINA rC {332}<113> rL r30 r60

Áil: 645 MI 12 44.0 2.y 2.6 fl.M 0*4 í.Kl 1,10

A2: 56£» 6 5? 36.0 1.7 2.0 0-74 0.79 Í.06 I 04

AJ: «30 1 1 15 86.6 2.9 7-4 0 74 0.79 0.97 O 9X

A4: 751 12 1* ■44.11 1.8 2.4 0.5* 0.63 JL11 Lll

AS: HK6 14 20 42,0 2,9 2,4 0.74 0.79 0,97 l'.SW

Aí»: 719 13 1H 39.0 2.9 2.4 •P. 74 0.7V 0-97 0.9*

LM: «04 13 58 91.7 t,5 1.7 0,7 i 0.76 I.Ü3 1,02

n?: I 1 14 19 «2JÍ 2.1 2.6 0,? 1 U.76 1.07 I 05

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O: 73 7 12 1 K 95,4 i.7 2.5 0.71 0.76 1,03 1-02

02: *24 t3 22 65,2 2-4 2.8 0.71 0,7* 1 os 1.04

C5: 70* Í2 17 96,6 1.9 2.7 0.39 JLil 1,01

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El: 904 14 19 *2.6 27 2,5 i>,72 0.7? 1.07 I 06

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Fí: 900 14 i 9 RV4 1.4 1.3 0.72 0.7? 5.07 1.05

fZ: 934 .14 20 7S.4 2,t 2,1 0.72 0,77 I.OS 1,07

F3: ¥47 14 20 RO.4 421 2.0 a$5 0,90 1-44 1,35

r.i: 1073 9 13 62.6 1,6 2.0 0.71 0.76 1-03 1.02

G2: HIT 13 19 39.0 £±1 4,5 P.O? 0.74 JUíí l-»«

MI: XVI 14 19 *7.4 2.2 2,7 0.70 0.75 1.02 t.02

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Jl: ¥39 14 20 7»,9 2.0 2.7 0.72 0,77 1-0? ixht

J2: X54 13 19 44,0 2.5 2,4 0.74 079 1 09

J3: 953 14 20 39.0 4.S 4.3 1.09 1.09

Kl: 365 16 22 32,0 1.5 2.2 11,70 0.75 1*05 1JH

L1: 853 «2 J 7 *5,9 1.5 2/2 Ó.7J 0.76 f .06 1.04

MI: 727 12 17 2.9 3/» 0.7d 0.75 1,04 1.03

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F1: 13 19 JÍ4.I 2,2 3.3 0.71 0.76 1 ,04 1.03

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F3: 1042 9 JO 25.S 6.0 5,8 5.1? JL5S 1.49 líí

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Oí: * ís 13 19 $8.9 2.3 2.7 0-71 0.76 1.04 I.o?

: 4*5 12 13 55.0 2,5 2.2 0,72 0.77 L ,f)7 1.05

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O*: 657 11 12 34.0 3.1 3.t 0,74 0.79 t .1 1 1.09

K1: 752 13 IX 93-3 2.6 3.1 0.7! 0,?6 í ,04 i .03

R'2: KWO JT 24 74,0 2.6 % O »6V 0.74 1.03 1.04

K 3: i im 17 24 7.3.7 2.5 2.9 0.77 0.82 1.02 1 02

R4: 1060 ] O 23 74.3 2.3 2,6 a;72 0,77 1 4)4 t .03

SI: 86$ i 3 19 8J.K 1-6 2,1 (1.7 ¡ 0.76 .1 /íí 1.04

S2: 1020 16 22 77.fl 2,0 2.4 0.72 0.77 1.0? 1.03

S3: 1050 16 23- 74.9 i,9 2-3 0.71 a. 76 1.02 1.03

S4: I<I20 LS 21 ■?S.a J.5 1.8 0.7K t|.K3 1 08 1.04

Tí: 7«0 JA ifi 92.1. l-lí 1.9 0.7 J 0.7o J i.Oí

T2: 720 12 17 39 5.1 AJ& Q.<2 £L22 1.3') 1,39

T3: 735 12 17 41 QJJ OÍS Lií .li:

T4: 9*6 1.5 31 36 fije i Ai

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cM: FISURACIÓN PRODUCIDA DURANTE LAMINADO EN CALIENTE

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ACERO COMPARATIVO

NOTA

Aplicabilidad industrial

Como se ha descrito anteriormente, según la presente invención, es posible proporcionar una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que no tenga una gran anisotropía, incluso si se añade o se añaden Nb, Ti y/o similares, y tenga un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente. Así pues, la 5 presente invención es una invención que tiene una gran aplicabilidad industrial.

Explicación de códigos

1 Línea de laminado en caliente continuo

2 Tren desbastador

3 Tren acabador

10 4 Chapa de acero laminada en caliente

5 Mesa final

6 Estación de laminado

10 Tobera de enfriamiento entre estaciones

11 Tobera de enfriamiento 15

Claims

5

10

15

20

25

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REIVINDICACIONES

1. Chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente, que comprende:

en % en masa,

C: un 0,01 a un 0,4%;

Si: un 0,001 a un 2,5%;

Mn: un 0,001 a un 4,0%;

P: un 0,001 a un 0,15%;

S: un 0,0005 a un 0,03%;

Al: un 0,001 a un 2,0%;

N: un 0,0005 a un 0,01%; y

O: un 0,0005 a un 0,01%;

en la que Si + Al está limitado a menos de un 1,0%, y opcionalmente un tipo o dos o más tipos de, en % en masa,

Ti: un 0,001 a un 0,2%,

Nb: un 0,001 a un 0,2%,

B: un 0,0001 a un 0,005%,

Mg: un 0,0001 a un 0,01%,

REM: un 0,0001 a un 0,1%,

Ca: un 0,0001 a un 0,01%,

Mo: un 0,001 a un 1,0%,

Cr: un 0,001 a un 2,0%,

V: un 0,001 a un 1,0%,

Ni: un 0,001 a un 2,0%,

Cu: un 0,001 a un 2,0%,

Zr: un 0,0001 a un 0,2%,

W: un 0,001 a un 1,0%,

As: un 0,0001 a un 0,5%,

Co: un 0,0001 a un 1,0%,

Sn: un 0,0001 a un 0,2%,

Pb: un 0,001 a un 0,1%,

Y: un 0,001 a un 0,10%,

Hf: un 0,001 a un 0,10%, y

una cantidad restante compuesta de hierro e impurezas inevitables, en donde

una parte central de espesor de chapa está en un intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de chapa desde la superficie de la chapa de acero, un valor medio de densidades polares del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> representado por las respectivas orientaciones cristalinas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>,

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{112}<110>, {335}<110> y {223}<110> es de 5,0 o menos, y una densidad polar de la orientación cristalina {332}<113> es de 4,0 o menos,

una estructura metálica contiene un 5 a un 80% de ferrita, un 5 a un 80% de bainita y un 1% o menos de martensita en términos de una relación de área y el total de martensita, perlita y austenita retenida es de un 5% o menos, y

un valor r (rC) en una dirección perpendicular a una dirección de laminado es de 0,70 o más y un valor r (r30) en una dirección de 30° con respecto a la dirección de laminado es de 1,10 o menos.
2. La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 1, en donde

un valor r (rL) en la dirección de laminado es de 0,70 o más y un valor r (r60) en una dirección de 60° con respecto a la dirección de laminado es de 1,10 o menos.
3. La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 1, en donde,

en la estructura metálica, un diámetro de volumen medio de los granos cristalinos es de 7 pm o menos y un valor medio de una relación de una longitud dL, de los granos cristalinos, en la dirección de laminado, con respecto a una longitud dt, de los granos cristalinos, en la dirección del espesor de chapa: dL/dt es de 3,0 o menos.
4. La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 1, que además comprende:

un tipo o dos o más tipos de,

en % en masa,

Ti: un 0,001 a un 0,2%,

Nb: un 0,001 a un 0,2%,

B: un 0,0001 a un 0,005%,

Mg: un 0,0001 a un 0,01%,

REM: un 0,0001 a un 0,1%,

Ca: un 0,0001 a un 0,01%,

Mo: un 0,001 a un 1,0%,

Cr: un 0,001 a un 2,0%,

V: un 0,001 a un 1,0%,

Ni: un 0,001 a un 2,0%,

Cu: un 0,001 a un 2,0%,

Zr: un 0,0001 a un 0,2%,

W: un 0,001 a un 1,0%,

As: un 0,0001 a un 0,5%,

Co: un 0,0001 a un 1,0%,

Sn: un 0,0001 a un 0,2%,

Pb: un 0,001 a un 0,1%,

Y: un 0,001 a un 0,10%, y

Hf: un 0,001 a un 0,10%.
5. La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 1, en donde

en la superficie se lleva a cabo una galvanización por inmersión en baño caliente.

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6. La chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 5, en donde,

después de la galvanización por inmersión en baño caliente, se lleva a cabo un tratamiento de aleación a una temperatura de 450 a 600 °C.
7. Un procedimiento de fabricación de una chapa de acero de alta resistencia laminada en frío según la reivindicación 1 que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente, que comprende:

en un lingote de acero que contiene: en % en masa,

C: un 0,01 a un 0,4%;

Si: un 0,001 a un 2,5%;

Mn: un 0,001 a un 4,0%;

P: un 0,001 a un 0,15%;

S: un 0,0005 a un 0,03%;

Al: un 0,001 a un 2,0%;

N: un 0,0005 a un 0,01%; y O: un 0,0005 a un 0,01%;

en el que Si + Al está limitado a menos de un 1,0%, y opcionalmente un tipo o dos o más tipos de, en % en masa,

Ti: un 0,001 a un 0,2%,

Nb: un 0,001 a un 0,2%,

B: un 0,0001 a un 0,005%,

Mg: un 0,0001 a un 0,01%,

REM: un 0,0001 a un 0,1%,

Ca: un 0,0001 a un 0,01%,

Mo: un 0,001 a un 1,0%,

Cr: un 0,001 a un 2,0%,

V: un 0,001 a un 1,0%,

Ni: un 0,001 a un 2,0%,

Cu: un 0,001 a un 2,0%,

Zr: un 0,0001 a un 0,2%,

W: un 0,001 a un 1,0%,

As: un 0,0001 a un 0,5%,

Co: un 0,0001 a un 1,0%,

Sn: un 0,0001 a un 0,2%,

Pb: un 0,001 a un 0,1%,

Y: un 0,001 a un 0,10%,

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Hf: un 0,001 a un 0,10%, y

una cantidad restante compuesta de hierro e impurezas inevitables,

llevar a cabo un primer laminado en caliente en el que se efectúa un laminado en una relación de reducción de un 40% o más, una o más veces, en un intervalo de temperaturas de no menos de 1.000 °C ni más de 1.200 °C;

ajustar un diámetro de grano de austenita a 200 pm o menos mediante el primer laminado en caliente;

llevar a cabo un segundo laminado en caliente en el que se efectúa en una pasada un laminado en una relación de reducción de un 30% o más al menos una vez en un rango de temperaturas no inferior a una temperatura T1 + 30 °C ni superior a T1 + 200 °C, determinado mediante la Expresión (1) indicada posteriormente;

ajustar la relación de reducción total en el segundo laminado en caliente a un 50% o más;

llevar a cabo una reducción final en una relación de reducción de un 30% o más en el segundo laminado en caliente y a continuación iniciar el enfriamiento primario previo al laminado en frío de tal manera que un tiempo de espera t en segundos cumple la Expresión (2) indicada posteriormente;

ajustar una velocidad media de enfriamiento en el enfriamiento primario a 50 °C/segundo o más y llevar a cabo el enfriamiento primario de manera que un cambio de temperatura está dentro de un intervalo de no menos de 40 °C ni más de 140 °C;

llevar a cabo un laminado en frío en una relación de reducción no inferior a un 30% ni superior a un 70%;

llevar a cabo un calentamiento hasta un rango de temperaturas de 700 a 900 °C y llevar a cabo una espera de no menos de 1 segundo ni más de 1.000 segundos;

llevar a cabo un enfriamiento primario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 580 a 750 °C a una velocidad media de enfriamiento de 12 °C/segundo o menos;

llevar a cabo un enfriamiento secundario posterior al laminado en frío hasta un rango de temperaturas de 350 a 500 °C a una velocidad media de enfriamiento de 4 a 300 °C/segundo; y

llevar a cabo un tratamiento térmico de sobreenvejecimiento en el que se lleva a cabo una espera no inferior a t2 segundos, cumpliendo la Expresión (4) indicada posteriormente, ni superior a 400 segundos en un rango de temperaturas de no menos de 350 °C ni más de 500 °C,

T1 (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10 x Cr + 100 x Mo + 100 x V ■■■ (1) en donde C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo y V representan cada uno el contenido del elemento (% en masa), t < 2,5 x t1 ■■■ (2)

en donde t1 se obtiene mediante la Expresión (3) indicada a continuación, t1 = 0,001 x ((Tf -T1) x P1/100)2- 0,109 x ((Tf -T1) x P1/100) + 3,1 ■■■ (3)

en donde, en la Expresión (3) anterior, Tf representa la temperatura del lingote de acero obtenido después de la reducción final en una relación de reducción de un 30% o más y P1 representa la relación de reducción de la reducción final en un 30% o más,

log(t2) = 0,0002(T2 - 425)2 + 1,18 ... (4)

en donde T2 representa una temperatura de tratamiento de sobreenvejecimiento, y el valor máximo de t2 está establecido en 400.
8. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, que además comprende:

después de llevar a cabo el enfriamiento primario previo al laminado en frío, llevar a cabo un enfriamiento secundario previo al laminado en frío hasta una temperatura de parada de enfriamiento de 600 °C o menos, a una velocidad media de enfriamiento de 10 a 300 °C/segundo, antes de llevar a cabo el laminado en frío, y llevar a cabo un enfriamiento a 600 °C o menos para obtener una chapa de acero laminada en caliente.
9. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, en donde

la relación de reducción total en un intervalo de temperaturas de menos de T1 + 30 °C es de un 30% o

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menos.
10. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, en donde

el tiempo de espera t en segundos cumple además la Expresión (2a) indicada a continuación

t <t1 ■■■ (2a).
11. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, en donde

el tiempo de espera t en segundos cumple además la Expresión (2b) indicada a continuación

ti < t < ti x 2,5 ■■■ (2b).
12. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, en donde

el enfriamiento primario posterior al laminado en caliente se inicia entre estaciones de laminado.
13. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, en donde,

cuando se lleva a cabo el calentamiento hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C después del laminado en frío, una velocidad media de calentamiento no inferior a la temperatura ambiente ni superior a 650 °C se ajusta a HR1 (°C/segundo) expresado mediante la Expresión (5) indicada a continuación y

una velocidad media de calentamiento de más de 650 °C hasta el rango de temperaturas de 700 a 900 °C se ajusta a HR2 (°C/segundo) expresado mediante la Expresión (6) indicada a continuación

HR1 > 0,3 ... (5)

HR2 < 0,5 x HR1 ... (6).
14. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 7, que además comprende:

llevar a cabo una galvanización por inmersión en baño caliente en la superficie.
15. El procedimiento de fabricación de la chapa de acero de alta resistencia laminada en frío que tiene un alargamiento uniforme excelente y una expansibilidad de agujeros excelente según la reivindicación 14, que además comprende:

llevar a cabo un tratamiento de aleación a una temperatura de 450 a 600 °C después de llevar a cabo la galvanización por inmersión en baño caliente.