ES2662384T3 - Acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa y método de fabricación del mismo - Google Patents

Acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa y método de fabricación del mismo Download PDF

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Abstract

Una chapa de acero laminada en caliente que tiene una alta resistencia a la tracción de 440 MPa o más para nitrocarburación gaseosa que consiste en, en % en masa, contenido de C [C]: C de más de 0,07% e igual a o menos de 0,2%, contenido de Si [Si]: Si de 0,001% o más y 2,5% o menos, contenido de Mn [Mn]: Mn de 0,01% o más y 4% o menos, contenido de Al [Al]: Al de 0,001% o más y 2% o menos, contenido de P [P]: P limitado a 0,15% o menos, contenido de S [S]: S limitado a 0,03% o menos, contenido de N [N]: N limitado a 0,01% o menos, contenido de Ti [Ti] que satisface la siguiente Ecuación 1, y opcionalmente uno cualquiera o dos o más de, en % en masa, contenido de Nb [Nb]: Nb de 0,005% o más y 0,06% o menos, contenido de Cu [Cu]: Cu de 0,02% o más y 1,2% o menos, contenido de Ni [Ni]: Ni de 0,01% o más y 0,6% o menos, contenido de Mo [Mo]: Mo de 0,01% o más y 1% o menos, contenido de V [V]: V de 0,01% o más y 0,2% o menos, contenido de Cr [Cr]: Cr de 0,01% o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg]: Mg de 0,0005% o más y 0,01% o menos, contenido de Ca [Ca]: Ca de 0,0005% o más y 0,01% o menos, contenido de REM [REM]: REM de 0,0005% o más y 0,1% o menos, contenido de B [B]: B de 0,0002% o más y 0,002% o menos, y consistiendo el resto en Fe y Zr, Sn, Co, Zn, y W a 1% o menos en total como impurezas inevitables, donde Sn es 0,05% o menos, y donde una densidad de polo promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>, que está representada por un promedio aritmético de una densidad de polo de un grupo de orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> y {223}<110> es 1,0 o más y 4,0 o menos, y una densidad de polo de una orientación de cristal de {332}<113> es 1,0 o más y 4,8 o menos, en una porción central de un espesor de chapa que es un intervalo del espesor de chapa de 5/8 a 3/8 de una superficie de la chapa de acero, donde un tamaño de grano promedio en un centro del espesor de chapa es 10 μm o menos, y donde una microestructura consiste en, en una fracción estructural, perlita de más de 6% y 25% o menos y el resto ferrita. 0,005 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32 <= Ti <= 0,015 + [N] x 48/14 + [S] × 48/32 ... (1)

Description

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fase α después de la transformación de →α.
Los autores de la invención consideran que fue difícil satisfacer tanto la isotropía como la tenacidad debido a que las condiciones preferibles son contrarias entre sí en las medidas generales de laminado en caliente antes descritas. Mientras tanto, los autores de la invención encontraron un nuevo método de laminado en caliente capaz de obtener una chapa de acero que tiene un equilibrio entre la isotropía y la resistencia al impacto en un alto estándar.
Los autores de la invención obtienen los siguientes hallazgos con respecto a una relación entre la isotropía y la textura.
Cuando se procesa una chapa de acero en una pieza que requiere circularidad o uniformidad de un espesor de la chapa en una dirección circunferencial, con el fin de obtener la uniformidad del espesor de la chapa y la circularidad que satisface las características de una pieza que se procesa omitiendo un procedimiento de recorte o corte, el índice de isotropía 1/|Δr|, que es un índice de la isotropía, es 3,5 o más. Como se muestra en la FIG. 1, con el fin de hacer que el índice de isotropía sea 3,5 o más, la densidad de polo promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> en una porción central de un espesor de chapa que es un intervalo del espesor de chapa de 5/8 a 3/8 de una superficie de la chapa de acero es 4,0 o menos en la textura de la chapa de acero. Si la densidad de polo promedio es mayor de 4,0, la anisotropía se vuelve significativamente fuerte. Por otro lado, si la densidad de polo promedio es menor de 1,0, existe el problema de que la capacidad de ensanchamiento de orificios se deteriore debido a la deformabilidad local. Con el fin de obtener una isotropía adicionalmente mejorada con un índice de 6,0, es más preferible que la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> sea 2,0 o menos. Cuando la isotropía es 6,0 o más, incluso en un caso en el que se considera la dispersión en una bobina, se obtienen la uniformidad del espesor de la chapa y la circularidad que satisfacen suficientemente las características de la pieza según se procesa. Aquí, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es un grupo de orientación que está representado por un promedio aritmético de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>. Por tanto, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> puede obtenerse promediando aritméticamente la densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> y {223}<110>.
El índice de isotropía se obtiene de acuerdo con un método de prueba descrito en JIS Z 2241 procesando una probeta número 5 descrita en JIS Z 2201 y realizando la prueba. En 1/|Δr| que es el índice de isotropía, si las razones de deformación plástica (valores r) de una dirección de laminado, y la dirección de 45° y la dirección de 90° (dirección de anchura de la chapa) con respecto a la dirección de laminado se definen como r0, r45 y r90 respectivamente, |Δr| se define como Δr = (r0 -2 × r45 + r90) / 2. Además, |Δr| indica un valor absoluto de Δr.
La densidad de polo de cada orientación se mide usando un método tal como el Patrón de Difracción de Retro Dispersión de Electrones (método EBSP). De forma específica, la densidad de polo puede obtenerse a partir de la textura tridimensional que se calcula por un método vectorial basado en una figura del polo {110} o una textura tridimensional que se calcula por un método de expansión de serie usando una pluralidad de figuras de polo (preferiblemente, tres o más figuras de polo) de las figuras de polo {100}, {110}, {211} y {310}.
De modo similar como se muestra en la FIG. 2, con el fin de hacer que el índice de isotropía 1/|Δr| sea 3,5 o más, la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> en la porción central del espesor de la chapa de 5/8 a 3/8 desde una superficie de la chapa de acero se ajusta a 4,8 o menos en la textura de la chapa de acero. Si la densidad de polo es más de 4,8, la anisotropía se vuelve significativamente fuerte. Por otro lado, si la densidad de polo es menor de 1,0, existe un problema de que la capacidad de ensanchamiento de orificios se deteriore debido a la deformabilidad local. Con el fin de obtener 6,0 o más que es el índice de anisotropía adicionalmente mejorado, es más preferible que la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> sea 3,0 o menos. Cuando el valor del índice de isotropía es 6,0 o más, incluso en un caso donde se considera la dispersión en una bobina, debido a que se obtienen la uniformidad del espesor de la chapa y la circularidad que satisfacen suficientemente las características de la pieza según se procesa, es más preferible que el valor del índice de isotropía sea 6,0 o más.
Además, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> se incrementan en caso de hacer intencionadamente que una razón de granos hacia la orientación de cristal sea mayor que otras orientaciones.
Además, si la densidad de polo promedio y la densidad de polo se disminuyen, se mejora la trabajabilidad tal como la capacidad de ensanchamiento de orificios. Además, la capacidad de ensanchamiento de orificios deberá ser 70%
o más.
La densidad de polo anteriormente descrita es sinónimo con una proporción de intensidad al azar de rayos X. La proporción de intensidad al azar de rayos X es un valor que se obtiene midiendo la intensidad de los rayos X de una muestra estándar que no tiene integración en una orientación específica y un material de muestra en las mismas condiciones mediante el método de difracción de rayos X o similar, y dividiendo la intensidad de los rayos X de la muestra estándar por la intensidad de rayos X obtenida del material de muestra. La densidad de polo se puede medir por cualquier método de difracción de rayos X, un método EBSP, o un método de Patrón de Canalización de
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Electrones (ECP). Por ejemplo, la densidad de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> se obtiene obteniendo la densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110> y {223}<110> a partir de la textura tridimensional (ODF) que se calcula por un método de expansión de series usando una pluralidad de figuras de polo de las figuras de polo {110}, {100}, {211} y {310} medidas por los métodos anteriormente descritos, y promediando aritméticamente la densidad de polo. Para preparar la muestra que se suministra al EBSP o similar, el espesor de la chapa de acero se disminuye hasta un espesor de chapa predeterminado desde la superficie mediante pulido mecánico o similares. Subsiguientemente, la deformación se elimina mediante pulido químico, pulido electrolítico, o similares, y la muestra se puede ajustar y medir de acuerdo con los métodos anteriormente descritos de modo que una superficie apropiada en el intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de la chapa sea la superficie de medición. En una dirección de anchura de la lámina, es preferible que la muestra se recoja en una posición de 1/4 o 3/4 desde un extremo de la chapa de acero. Además, la densidad de polo no se cambia antes y después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa.
Por supuesto, cuando la limitación anteriormente descrita de la densidad de polo satisface no sólo la porción central del espesor de la chapa sino también el espesor, en la mayor medida posible, se mejora adicionalmente la capacidad de deformado local. Sin embargo, debido a que la integración de la orientación en el espesor de la chapa de 3/8 a 5/8 desde la superficie de la chapa de acero influye en mayor medida en la anisotropía de un producto, realizar la medición de la porción central del espesor de la chapa que es el intervalo del espesor de la chapa de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la chapa de acero puede representar aproximadamente las características del material de la chapa de acero entera. Por consiguiente, se definen la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113>, en la porción central del espesor de la chapa que es el intervalo del espesor de la chapa de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la chapa de acero.
Aquí, {hkl}<uvw> indica que una dirección normal de la superficie de la chapa es paralela a {hkl} y la dirección de laminado es paralela a <uvw> cuando la muestra se recoge por el método anteriormente descrito. Además, generalmente, en la orientación del cristal, una orientación perpendicular a la superficie de la chapa se representa por [hkl] o {hkl} y una orientación paralela en la dirección de laminado se representa por (uvw) o <uvw>. {hkl} y <uvw> son términos colectivos de planos equivalentes, y [hkl] y (uvw) indican planos de cristal respectivos. Es decir, por ejemplo, debido a que la presente forma de realización tiene una estructura cúbica centrada en el cuerpo como un objetivo, los planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1) y (-1-1-1) son equivalentes y no están clasificados. En este caso, a la orientación se hace referencia como {111} como término colectivo. En el despliegue ODF, puesto que la orientación del cristal se utiliza para los despliegues de orientación de otras estructuras de cristal que tienen baja simetría, generalmente, cada orientación se representa por [hkl](uvw). Sin embargo, en la presente forma de realización, [hkl](uvw) y {hkl}<uvw> son sinónimos entre sí.
A continuación, los autores de la invención examinan la resistencia al impacto (tenacidad).
La temperatura de vTrs de la chapa original y vTrs después del tratamiento de nitruración se disminuye con disminuciones en los tamaños de grano promedio. Es decir, se mejora la tenacidad. Además, la vTrs después de la nitruración está afectada por una fracción de perlita o similar además del tamaño de grano promedio. En la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invención, cuando la vTrs después de la nitruración es -20°C
o menos que es una temperatura capaz de resistir como una pieza nitrurada bajo un clima frío, se encuentra que el acero laminado en caliente incluirá preferiblemente un intervalo de composición descrito en la presente invención, en la chapa de acero laminada en caliente en la cual la fracción de perlita es preferiblemente 6% o más, y el tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de la chapa es 10 µm o menos. Además, cuando se asume que la chapa de acero se utiliza en un ambiente severo y, así, la vTrs después de la nitruración es -40°C o menos, es preferible que el tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de la chapa sea 7 µm o menos.
La resistencia al impacto (tenacidad) se evalúa por la vTrs (temperatura de transición de aparición de fractura de Charpy) que se obtiene mediante una prueba de impacto de Charpy con entalla en V. Aquí, en la prueba de impacto de Charpy con entalla en V, se fabrica una probeta basándose en JIS Z 2202, la prueba de impacto de Charpy se realiza sobre la probeta de acuerdo con el contenido definido en JIS Z 2202, y así se mide la vTrs.
Como se describe anteriormente, el tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de chapa de la estructura influye en gran medida en la resistencia al impacto (tenacidad). La medición del tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de la chapa se realiza como sigue. Se corta una micromuestra de la chapa de acero desde cerca de la porción central en la dirección del espesor de chapa, y se miden los tamaños de grano usando un EBSP-OIM (marca registrada) (Microscopía de Imagen con Orientación de Patrones de Difracción de Electrones Retrodispersados). La micromuestra se muele durante 30 a 60 minutos utilizando abrasivos de sílice coloidal, y la medición EBSP se realiza bajo una condición de medición de 400 aumentos, un área de 160 µm x 256 µm, y una etapa de medición de 0,5 µm.
El método EBSP-OIM (marca registrada) mide la orientación de cristal de un punto de irradiación durante un corto tiempo de espera radiando haces de electrones a una muestra muy inclinada en un microscopio electrónico de barrido (SEM), fotografiando un patrón Kikuchi, que está retrodispersado y formado, por una cámara de alta sensibilidad, y realizando un procesamiento de imagen por ordenador al patrón.
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disminuye la tenacidad de acuerdo con un incremento en el contenido. Por tanto, es deseable que el contenido de P sea tan bajo como sea posible. Si el contenido de P es más de 0,15%, el P afecta adversamente la trabajabilidad o la soldabilidad, y así, el contenido de P se limita para que sea 0,15% o menos. Particularmente, considerando la capacidad de ensanchamiento de orificio o la soldabilidad, el contenido de P es preferiblemente 0,02% o menos. Puesto que es difícil que el contenido de P se vuelva 0% debido a los problemas operacionales, el contenido de P
[P] no incluye 0%.
Contenido de S [S]: limitado a 0,03% o menos
El S es una impureza que está contenida en el hierro fundido, y es un elemento que no sólo disminuye la tenacidad
o genera grietas en el momento del laminado en caliente sino que también genera la inclusión de tipo A que deteriora la capacidad de ensanchamiento de orificio si el contenido es muy grande. De este modo, el contenido de S se debería disminuir lo más posible. Sin embargo, debido a que el contenido de S de 0,03% o menos es un intervalo permisible, el contenido de S se limita para que sea 0,03% o menos. Además, en un caso donde se necesita cierto grado de la capacidad de ensanchamiento de orificio, el contenido de S [S] es preferiblemente 0,01%
o menos, y más preferiblemente 0,005% o menos. Puesto que es difícil que el contenido de S se vuelva 0% debido a los problemas operativos, el contenido de S [S] no incluye 0%.
Contenido de Al [Al]: 0,001% o más y 2% o menos
Se añade Al de 0,001% o más para la desoxidación del acero fundido en un proceso de afinado del acero. Sin embargo, debido a que una cantidad grande de adición incrementa los costos, el límite superior es 2%. Además, si se añade una cantidad muy grande de Al, se incrementa la inclusión no metálica, y se deterioran la ductilidad y la tenacidad. Por tanto, desde el punto de vista de la ductilidad y la tenacidad, el contenido de Al es preferiblemente 0,06% o menos. Más preferiblemente, el contenido de Al es 0,04% o menos. De modo similar al Si, con el fin de obtener el efecto que suprime la precipitación de carburo con base de hierro tal como la cementita en la estructura del material, es preferible que esté contenido el contenido de Al de 0,016% o más. Por consiguiente, es más preferible que el contenido de Al [Al] sea 0,016% o más y 0,04% o menos.
Contenido de N [N]: limitado a 0,01% o menos
El N genera TiN grueso con Ti en el momento de la colada, y disminuye un efecto de mejora de la dureza de la superficie por Ti en el momento de la nitrocarburación gaseosa. Por tanto, se deberá reducir el N lo máximo posible. Sin embargo, el contenido de N de 0,01% o menos es un intervalo permisible. Desde el punto de vista de resistencia al envejecimiento, es más preferible que el contenido de N sea 0,005% o menos. Debido a que hacer que el contenido de N sea 0% es difícil en el aspecto operacional, no se incluye 0%.
Contenido de Ti [Ti]: 0,005 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32 ≤ [Ti] ≤ 0,015 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32 ... (a)
Se añade Ti para ser precipitado como TiC después de la transformación de ferrita, y se añade para suprimir el crecimiento de los granos α mediante un efecto de anclaje durante el enfriamiento o después del bobinado. Sin embargo, el Ti se precipita y fija como TiN, TiS, o similares en el intervalo de alta temperatura de una fase de austenita. Por tanto, con el fin de asegurar el Ti efectivo en el anclaje en una fase α, el contenido de Ti se añade para que sea mayor que o igual a 0,005 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32. Por otro lado, incluso cuando el contenido de Ti se añade para que sea más de 0,015 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32, el efecto se satura, y de esta manera, 0,015 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32 es el límite superior. Además, debido a que el Ti fija el C con TiC, si se añade Ti en exceso, existe preocupación de que se pueda suprimir la generación de perlita.
Además, el Ti se une a N en el tratamiento de nitrocarburación gaseosa después de la formación y tiene un efecto que incrementa la dureza. Por tanto, el Ti se añade para que sea mayor que o igual a 0,005 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32. Si el contenido de Ti [Ti] es menos de 0,005 + [N] x 48/14 + [S] x 48/32, debido a que la resistencia al desbastado y la resistencia a la fatiga de laminado se disminuyen después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa, por tanto, incluso aunque la chapa de acero tenga suficientes características mecánicas como chapa original, la chapa de acero es insuficiente como chapa de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa.
Los elementos químicos anteriormente descritos son componentes básicos (elementos básicos) del acero en la presente invención, y una composición química, en la que los elementos básicos están controlados (contenidos o limitados) y el resto consiste en Fe e impurezas inevitables, es la composición básica de la presente invención. Sin embargo, en la presente invención, además de (en lugar de una porción de Fe del resto) los componentes básicos, si es necesario, pueden estar adicionalmente contenidas una clase o dos o más clases de Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr, Ca, Mg, REM y B. Además, incluso cuando los elementos selectivos están inevitablemente (por ejemplo, la cantidad menor del límite inferior de la cantidad de cada elemento selectivo) mezclados en el acero, los efectos en la presente forma de realización no están dañados. En lo sucesivo, se describirán las razones de la limitación del componente de cada elemento.
Nb, Cu, Ni, Mo, V y Cr son elementos que tienen un efecto que mejora la resistencia de la chapa de acero laminada en caliente mediante fortalecimiento por precipitación o fortalecimiento por el soluto. Sin embargo, cuando el contenido de Nb [Nb] es menos de 0,005%, el contenido de Cu [Cu] es menos de 0,02%, el contenido de Ni [Ni] es
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menos de 0,01%, el contenido de Mo [Mo] es menos de 0,01%, el contenido de V [V] es menos de 0,01%, y el contenido de Cr [Cr] es menos de 0,01%, el efecto no se puede obtener de manera suficiente. Además, incluso cuando el contenido de Nb [Nb] se añade para que sea más de 0,06%, el contenido de Cu [Cu] se añade para que sea más de 1,2%, el contenido de Ni [Ni] se añade para que sea más de 0,6%, el contenido de Mo [Mo] se añade para que sea más de 1%, el contenido de V [V] se añade para ser más de 0,2%, y el contenido de Cr [Cr] se añade para que sea más de 2%, el efecto se satura, y se disminuye la eficiencia económica. Por consiguiente, cuando es necesario que estén contenidos Nb, Cu, Ni, Mo, V y Cr el contenido de Nb [Nb] es 0,005% o más y 0,06% o menos, el contenido de Cu [Cu] es 0,02% o más y 1,2% o menos, el contenido de Ni [Ni] es 0,01% o más y 0,6% o menos, el contenido de Mo [Mo] es 0,01% o más y 1% o menos, el contenido de V [V] es 0,01% o más y 0,2% o menos, y el contenido de Cr [Cr] es 0,01% o más y 2% o menos.
Mg, Ca, y REM (Elementos de las Tierras Raras: Metales de las Tierras Raras) son elementos que mejoran la trabajabilidad controlando la forma de inclusiones no metálicas que se convierten en origen de roturas y causan el deterioro de la trabajabilidad. Si se añaden Ca, REM y Mg en menos de 0,0005% respectivamente, no se ejerce el efecto. Además, incluso cuando el contenido de Mg [Mg] se añade para que sea más de 0,01%, el contenido de Ca [Ca] se añade para que sea más de 0,01%, y el contenido de REM [REM] se añade para que sea más de 0,1%, el efecto se satura, y se disminuye la eficiencia económica. Por consiguiente, el contenido de Mg [Mg] se añade 0,0005% o más y 0,01% o menos, el contenido de Ca [Ca] se añade 0,0005% o más y 0,01% o menos, y el contenido de REM [REM] se añade 0,0005% o más y 0,1% o menos.
Contenido de B [B]: 0,0002% o más y 0,002% o menos
B se une al N en el tratamiento de nitrocarburación gaseosa después de la formación y tiene un efecto que incrementa la dureza. Sin embargo, si se añade B para que sea menos de 0,0002%, no se puede obtener el efecto. Por otro lado, si se añade B para que sea más de 0,002%, el efecto se satura. Además, puesto que B es un elemento que suprime la recristalización de la austenita en el laminado en caliente, si se añade una cantidad grande de B, la textura de la transformación →α se fortalece a partir de la austenita que no es de recristalización, y de esta manera, existe preocupación de que se pueda deteriorar la isotropía. Por ello, el contenido de B [B] es 0,0002% o más y 0,002% o menos. Por otro lado, desde el punto de vista de las grietas del desbaste en el proceso de enfriamiento después de la colada continua, [B] es preferiblemente 0,0015% o menos. Es decir, el contenido de B [B] es más preferiblemente 0,001% o más y 0,0015% o menos.
Además, en la chapa de acero laminada en caliente que tiene los elementos anteriormente descritos como componentes principales, pueden estar contenidos Zr, Sn, Co, Zn y W en 1% o menos en total como impurezas inevitables. Sin embargo, debido a que existe preocupación de que puedan producirse arañazos debido al Sn en el momento del laminado en caliente, el Sn es 0,05% o menos.
A continuación, se describirán con detalle factores metalúrgicos tales como la microestructura en la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente forma de realización.
La microestructura de la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente forma de realización consiste en, en fracción estructural, perlita más de 6% y 25% o menos y el resto ferrita. La limitación de la configuración estructural está relacionada con la tenacidad después del tratamiento de nitruración, es decir, la resistencia al impacto cuando se utiliza como una parte después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa.
El tratamiento de nitrocarburación gaseosa se realiza en temperatura relativamente baja de aproximadamente 570°C que es menor que o igual a la temperatura del punto de transformación α→. Es decir, a diferencia del procesamiento de templado, el tratamiento de nitrocarburación gaseosa no es el procesado que fortalece la estructura mediante templado utilizando transformación de fase, y es el procesado que se endurece notablemente formando nitruro que tiene alta dureza.
Cuando una sección transversal de un material que se somete al tratamiento de nitrocarburación gaseosa, se observa mediante un microscopio, se puede confirmar una capa de compuesto (capa blanca: nitruro  Fe2-3N) que tiene un espesor de aproximadamente 10 a 20 µm y una capa de difusión que tiene un espesor de aproximadamente 100 a 300 µm en la porción profunda. Además, una estructura de metal base, que casi no cambia comparada con antes del tratamiento, existe en la porción más profunda. Además, la capa de compuesto es una capa frágil, y puesto que existe preocupación de que pueda reducirse la tenacidad después del tratamiento de nitruración si la capa de compuesto es muy profunda, la capa de compuesto es preferiblemente 20 µm o menos.
Además, con el fin de satisfacer la resistencia al desbastado y la resistencia a la fatiga de laminado en la parte que se somete al tratamiento de nitrocarburación gaseosa, la dureza Vickers promedio Hv (0,049 N (0,005 kgf)) en la posición de 0 µm a 5 µm desde la superficie en la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa requiere la dureza de 350 Hv o más. Desde el punto de vista de la resistencia a la abrasión, la dureza Vickers promedio es más preferiblemente 400 Hv o más.
En el tratamiento de nitrocarburación gaseosa, N que se obtiene a partir de una reacción de 2NH3 ↔ 2N + 3H2 se difunde sobre la superficie de la chapa de acero y forma nitruro. En este momento, en el compuesto de Fe y N, hay
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dos clases de fase ’ (Fe4N) de una red cúbica centrada en las caras y fase ζ (Fe2N) de una red hexagonal empaquetada cerrada, y la fase ζ se genera si la concentración de N es más de 11%. La fase ζ deteriora la tenacidad después del tratamiento de nitruración de forma significativa.
Con el fin de satisfacer tanto la resistencia al desgaste, la resistencia al desgaste por corrosión, la resistencia a la fatiga, la resistencia a la corrosión, o similar que se obtiene mediante el tratamiento de nitrocarburación gaseosa y la tenacidad después del tratamiento de nitruración, la generación de la fase ζ se debería evitar controlando la difusión de N.
Los autores de la invención han repetido diligentemente la investigación con respecto a un método, que evita la generación de la fase ζ si es posible suprimiendo la difusión de N, desde el punto de vista de metalografía. Como resultado, los autores de la invención acaban de descubrir que la difusión de N está suprimida y puede evitarse la generación de la fase ζ si existe en la microestructura perlita en más de 6% en fracción estructural.
Aunque este mecanismo no ha quedado claro, se considera que es debido a que existe mucho C en las redes de F en la ferrita que existe en un estado que está intercalado en las lamelas de cementita de tipo banda que forman una estructura de perlita, C ocupa sitios de invasión de N que se va a difundir en redes de Fe en el tratamiento de nitrocarburación gaseosa, y así, se suprime la difusión de N.
El límite superior de la fracción estructural de perlita en la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invención es 25% puesto que el intervalo de composición de la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invención es un intervalo que se convierte en acero hipoeutectoide.
El espaciamiento lamelar de perlita en la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente forma de realización no está particularmente limitado. Sin embargo, cuando el espaciamiento lamelar es más de 2 µm, la concentración de C, que existe en la red de Fe de la ferrita que existe en un estado intercalado en las lamelas de cementita, disminuye, y el efecto que suprime la difusión de N puede reducirse. Por tanto, el espaciamiento lamelar de perlita es preferiblemente 2 µm o menos, más preferiblemente 1,5 µm o menos, y aún más preferiblemente 1,0 µm o menos.
Una medición del espaciamiento lamelar se lleva a cabo como sigue. Después de que se trata al ácido la chapa de acero por NITAL, se observa la chapa al menos 5 o más campos a un aumento de 5000 veces o más por SEM, y así, se mide el espaciamiento lamelar de la perlita. El espaciamiento lamelar de la presente forma de realización indica el valor promedio.
A continuación, se explicarán en detalle las razones para la limitación de un método de fabricación de la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invención (en lo sucesivo, referido como un método de fabricación de acuerdo con la presente invención).
En el método de fabricación de acuerdo con la presente invención, una pieza de acero tal como un desbaste que incluye los componentes anteriormente descritos se fabrica antes del proceso de laminado en caliente. El método de fabricación de la pieza de acero no está particularmente limitado. Es decir, como método de fabricación de la pieza de acero que incluye los componentes anteriormente descritos, se lleva a cabo un proceso de fundición en un alto horno, convertidor, un horno eléctrico, o similares, subsiguientemente, se realiza el ajuste de los componentes por diversos procesos de afinado secundario para obtener el contenido del componente deseado, subsiguientemente, se puede realizar un proceso de colada por un método tal como la colada de desbastes delgados además de la colada por la colada continua general o un método de lingote. Cuando el desbaste se obtiene mediante colada continua, el desbaste se puede enviar a un tren de laminado en caliente en un estado de desbaste colado a alta temperatura, y el desbaste se recalienta en el horno de calentamiento después de ser enfriado a temperatura ambiente y posteriormente, puede realizarse el laminado en caliente en el desbaste. La chatarra se puede utilizar para una materia prima.
El desbaste que se obtiene mediante el método de fabricación anteriormente descrito se calienta en un proceso de calentamiento de desbaste antes del proceso de laminado en caliente. En el método de fabricación de acuerdo con la presente forma de realización, la temperatura de calentamiento es 1150 a 1260°C. Si la temperatura de calentamiento es más de 1260°C, debido a que el rendimiento se disminuye debido al descascarillado, la temperatura de calentamiento es 1260°C o menos. Además, en la temperatura de calentamiento que es menor que 1150°C, debido a que la eficiencia de operación en un esquema es significativamente dañada, la temperatura de calentamiento es 1150°C o más.
El tiempo de calentamiento en el proceso de calentamiento de desbaste es 30 minutos o más después de alcanzar la temperatura de calentamiento anteriormente descrita, desde el punto de vista de evitar la segregación central o similar.
Sin embargo, el tiempo de calentamiento no se aplica a un caso en el que el desbaste colado después de la colada es enviado directamente en un estado a alta temperatura y se lamina.
Sin esperar en particular después del proceso de calentamiento del desbaste, por ejemplo, inicia un proceso de
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laminado en bruto, que realiza el laminado en bruto (primer laminado en caliente) al desbaste que se extrae del horno de calentamiento en 5 minutos, y de esta manera, se obtiene una barra en bruto.
Debido a las razones descritas más adelante, el laminado en bruto (primer laminado en caliente) incluye una vez o más de reducción con razón de reducción de 40% o más en un intervalo de temperatura de 1000°C o más y 1200°C
o menos. Cuando la temperatura de laminado en bruto es menos de 1000°C, la resistencia a la deformación en caliente se incrementa en el laminado en bruto, y existe preocupación de que se pueda dañar la operación de laminado en bruto.
Por otro lado, cuando la temperatura de laminado en bruto es más de 1200°C, el tamaño de grano promedio se incrementa, y la tenacidad se disminuye. Además, una oxidación secundaria que se genera en el laminado en bruto está muy desarrollada, y de esta manera, existe preocupación de que la cáscara de óxido no pueda ser fácilmente removida mediante descascarillado o el laminado de acabado que se realiza más adelante. Cuando la temperatura de finalización del laminado en bruto es más de 1150°C, la inclusión se extiende, y de esta manera, la capacidad de ensanchamiento de orificio puede verse deteriorada. Por tanto, la temperatura de finalización del laminado en bruto es preferiblemente 1150°C o menos.
Además, si la razón de reducción por laminado es pequeña en el laminado en bruto, el tamaño de grano promedio se aumenta y así, disminuye la tenacidad. Si la razón de reducción por laminado es 40% o más, el tamaño de grano es más uniforme y fino. Por otro lado, cuando la razón de reducción por laminado es más de 65%, la inclusión se extiende y así, puede deteriorarse la capacidad de ensanchamiento de orificio. Por tanto, el límite superior es preferiblemente 65%.
Con el fin de refinar el tamaño de grano promedio de la chapa de acero laminada en caliente, es importante el tamaño de grano de la austenita después del laminado en bruto, es decir, antes del laminado de acabado (segundo laminado en caliente). Por tanto, el tamaño de grano de la austenita es preferiblemente 200 µm o menos. El afinado y la homogeneización de los granos de la chapa de acero laminada en caliente son promovidos en gran medida por la disminución de los tamaños de los granos de austenita antes del laminado de acabado. Con el fin de hacer que el tamaño de grano de la austenita sea 200 µm o menos, la reducción por laminado de 40% o más se realiza una vez o más.
Con el fin de obtener más eficientemente los efectos del afinado de grano y la homogeneización, el tamaño de grano de la austenita es preferiblemente 100 µm o menos. De este modo, es preferible que la reducción por laminado de 40% o más se realice dos veces o más en el laminado en bruto (primera laminado en caliente). Sin embargo, si un número de la reducción por laminado es más de diez veces, existe preocupación de que pueda producirse una disminución en la temperatura o la generación excesiva de las cáscaras de óxido.
De este modo, disminuir el tamaño de grano de la austenita antes del laminado de acabado es efectivo para la promoción de la recristalización de la austenita en el posterior laminado de acabado. Se asume que esto es porque los límites de grano de la austenita después del laminado en bruto (es decir, antes del laminado de acabado) funcionan como uno de los núcleos recristalizados durante el laminado de acabado. De este modo, controlar apropiadamente el tiempo hasta el inicio del enfriamiento y el laminado de acabado después de disminuir el tamaño de grano de la austenita según se describe a continuación es efectivo para el afinado del tamaño de grano promedio en la chapa de acero.
Con el fin de confirmar el tamaño de grano de la austenita después del laminado en bruto, es preferible enfriar la chapa de acero tan rápidamente como sea posible antes de que la chapa entre en el laminado de acabado. Es decir, la chapa de acero se enfría a una velocidad de enfriamiento de 10°C/s o más, los límites de grano de la austenita resaltan tratando al ácido la estructura de la sección transversal, y así, la chapa de acero se mide al microscopio óptico. En este momento, 20 o más campos se miden a un aumento de 50 veces o más mediante análisis de imagen
o un método de intercepción.
En el laminado (un segundo laminado en caliente y un tercer laminado en caliente) que se realiza después de completarse el laminado en bruto, se puede realizar el laminado sin fin en que el laminado se realiza continuamente uniendo las barras en bruto, que se obtienen después de que termina el proceso de laminado en bruto, entre el proceso de laminado en bruto y el proceso de laminado de acabado. En este momento, las barras en bruto están temporalmente arrolladas en una forma de bobina, la barra en bruto bobinada se almacena en una cubierta que tiene una función de aislamiento térmico si es necesario, y la unión se puede realizar rebobinado la barra en bruto.
Además, cuando se realiza el laminado de acabado (un segundo laminado en caliente), puede ser preferible que la dispersión de la temperatura en una dirección de laminado, una dirección de anchura de chapa, y una dirección de espesor de chapa de la barra en bruto estén controladas para que disminuya. En este caso, si es necesario, la barra en bruto se puede calentar mediante un dispositivo de calentamiento que puede controlar la dispersión de la temperatura en la dirección de laminado, la dirección de anchura de chapa, y la dirección de espesor de chapa de la barra en bruto entre un tren de laminado en bruto del proceso de laminado en bruto y un tren de laminado de acabado del proceso de laminado de acabado, o entre estaciones respectivas en el proceso de laminado de acabado.
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Como medidas de calentamiento, se consideran diversas medidas de calentamiento tales como calentamiento por gas, calentamiento eléctrico o calentamiento por inducción. Sin embargo, si la dispersión de la temperatura en la dirección de laminado, la dirección de anchura de chapa y la dirección de espesor de chapa de la barra en bruto se pueden controlar para que disminuya, se puede utilizar cualquier medida bien conocida. Como dispositivo de calentamiento, es preferible un dispositivo de calentamiento por inducción que tiene sensibilidad de control de la temperatura industrialmente mejorada. Particularmente, en el dispositivo de calentamiento por inducción, si se instala una pluralidad de dispositivos de calentamiento por inducción de tipo transversal que se pueden desplazar en la dirección de anchura de la chapa, debido a que la distribución de temperatura en la dirección de anchura de la chapa se puede controlar arbitrariamente de acuerdo con la anchura de la chapa, los dispositivos de calentamiento por inducción transversal son más preferibles. Como dispositivo de calentamiento, es más preferible un dispositivo que se configura combinando el dispositivo de calentamiento por inducción transversal y un dispositivo de calentamiento por inducción de solenoide que calienta de manera excelente la anchura total de la chapa.
Cuando la temperatura se controla utilizando los dispositivos de calentamiento anteriormente descritos, es preferible controlar el grado de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento. En este caso, debido a que la temperatura de la porción interior de la barra en bruto no se puede medir realmente, la distribución de temperatura en la dirección de laminado, la dirección de anchura de la chapa y la dirección de espesor de la chapa cuando la barra en bruto alcanza el dispositivo de calentamiento se asume utilizando datos de resultados previamente medidos tales como la temperatura de un desbaste cargado, tiempo de residencia en el horno del desbaste, temperatura de la atmósfera del horno de calentamiento, temperatura de extracción del horno de calentamiento, y tiempo de transporte de una mesa de rodillos. Además, es preferible controlar el grado de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento basado en los valores asumidos respectivos.
Por ejemplo, el control del grado de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento por inducción se realiza como sigue.
Como propiedades del dispositivo de calentamiento por inducción (dispositivo de calentamiento por inducción de tipo transversal), cuando fluye corriente alterna hacia una bobina, se genera un campo magnético en la porción interior. Además, en un conductor dispuesto en la bobina, se genera una corriente de Foucault en una dirección opuesta a la corriente de la bobina en una dirección circunferencial perpendicular a un flujo magnético mediante acción de inducción electromagnética, y el conductor se calienta por el calor por efecto Joule. La corriente de Foucault se genera más fuertemente sobre la superficie del interior de la bobina y disminuye exponencialmente hacia el interior (se hace referencia a este fenómeno como efecto superficial).
Por tanto, una profundidad de penetración de la corriente se incrementa con una disminución en la frecuencia, y así, se puede obtener un patrón de calentamiento uniforme en la dirección de espesor. Inversamente, la profundidad de penetración de la corriente disminuye con un incremento en la frecuencia, y se sabe que se obtiene un patrón de calentamiento pequeño excesivamente calentado que tiene como máximo la superficie en la dirección de espesor.
Por tanto, el calentamiento en la dirección de laminado y la dirección de anchura de chapa de la barra en bruto se puede realizar de modo similar al método convencional mediante el dispositivo de calentamiento por inducción transversal.
En el calentamiento en la dirección de espesor de la chapa, la homogeneización de la distribución de temperatura se puede realizar cambiando una profundidad de penetración por el cambio de frecuencia del dispositivo de calentamiento por inducción transversal y operando el patrón de calentamiento en la dirección de espesor de la chapa.
En este caso, preferiblemente se utiliza un dispositivo de calentamiento por inducción variable en frecuencia. Sin embargo, el cambio de frecuencia se puede realizar ajustando un condensador. En el control del grado de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento por inducción, se dispone una pluralidad de inductores que tienen diferentes frecuencias, y la asignación de cada grado de calentamiento se puede cambiar para obtener el patrón de calentamiento requerido en la dirección de espesor. En el control del grado de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento por inducción, la frecuencia cambia cuando cambia un espacio de aire entre un material que va a ser calentado y el dispositivo de calentamiento. Por tanto, la frecuencia deseada y el patrón de calentamiento se pueden obtener cambiando el espacio de aire.
Además, por ejemplo, como se describe en el Manual de Diseño de Fatiga de los Materiales Metálicos (editado por la Sociedad de Ciencia de los Materiales de Japón), existe una correlación entre la resistencia a la fatiga de la chapa de acero que se lamina en caliente o se decapa y una altura Ry máxima de la superficie de la chapa de acero. Por tanto, es preferible que la altura Ry máxima (correspondiente a Rz definida en JIS B0601:2001) de la superficie de la chapa de acero después del laminado de acabado sea 15 µm (15 µmRy, 12,5 mm, ln 12,5 mm) o menos. Con el fin de obtener la rugosidad de la superficie, es preferible que una condición de presión P de colisión del agua a alta presión sobre la superficie de la chapa de acero x un caudal L  0,003 se satisfaga en el descascarillado. Con el fin de evitar que se produzcan nuevamente cáscaras de óxido, es preferible que el posterior laminado de acabado se realice dentro de los 5 segundos después del descascarillado.
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particularmente limitada. Sin embargo, si la velocidad de laminado en la estación de acabado final es menos de 400 m/min (400 mpm), los granos  tienden a crecer y engrosarse. Por consiguiente, se reducen las regiones capaces de realizar una precipitación de ferrita para obtener ductilidad y, así, existe preocupación de que pueda deteriorarse la ductilidad. Además, puede obtenerse efecto incluso si el límite superior de la velocidad de laminado no está particularmente limitado. Por limitaciones de la instalación, es razonablemente práctico 1800 m/min (1800 mpm) o menos. Por consiguiente, se prefiere que la velocidad de laminado en el proceso de laminado de acabado sea 400 m/min (400 mpm) o más y 1800 m/min (1800 mpm) o menos si fuera necesario.
Además, después del laminado primario, antes del proceso de bobinado y después de pasar a través de la estación de laminado, puede realizarse el enfriamiento secundario. El patrón de enfriamiento no está particularmente limitado y puede fijarse apropiadamente de acuerdo con la velocidad de línea o la temperatura de bobinado en un intervalo que satisfaga la temperatura de enfriamiento antes descrita.
A continuación, en el proceso de bobinado, la temperatura de bobinado es más de 550°C. Si la temperatura de bobinado es 550°C o menos, la temperatura de bobinado se convierte en el punto Bs o menos, se mezcla bainita en la microestructura, y existe preocupación de que la resistencia al impacto después del tratamiento de nitruración pueda deteriorarse. Además, después del bobinado, se produce suficientemente la transformación de perlita. Sin embargo, el límite superior no es mayor que la temperatura de finalización del laminado. Además, cuando el límite superior es más de 850°C, puesto que existe preocupación de que puedan deteriorarse las características de la superficie de la chapa de acero debido a la oxidación de la circunferencia más externa del bobinado, el límite superior es 850°C o menos. El límite superior es más preferiblemente 800°C o menos.
Sin embargo, cuando el espaciamiento lamelar de la estructura de perlita se fija en 2 µm o menos, la temperatura de bobinado es preferiblemente 800°C o menos. Cuando el espaciamiento lamelar es 1,5 µm o menos, la temperatura de bobinado es más preferiblemente 700°C o menos. La estructura de perlita puede generarse principalmente en el proceso de bobinado, y el espaciamiento lamelar de la perlita está afectado en gran medida por las distancias de difusión de Fe y C.
Además, con el objeto de mejorar la ductilidad mediante la corrección de la forma de la chapa de acero o la introducción de dislocación móvil, después de que terminen todos los procesos de laminado, se puede realizar laminado de pasada superficial que tiene una razón de reducción por laminado de 0,1% o más y 2% o menos. Además, después de que terminen todos los procesos, con el objeto de remover las cáscaras de óxido unidas a la superficie de la chapa de acero laminada en caliente obtenida, puede realizarse un decapado a la chapa de acero laminada en caliente obtenida si es necesario. Además, después del decapado, se puede realizar un laminado con enfriamiento o de paso superficial que tiene una razón de reducción por laminado de 10% o menos a la chapa de acero laminada en caliente obtenida en un sistema en línea o un sistema fuera de la línea.
En la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente forma de realización, incluso en cualquier caso después de la colada, el laminado en caliente, y el enfriamiento, el tratamiento térmico se puede realizar a la chapa de acero en una línea de enchapado por inmersión en baño caliente, y se puede realizar un procesamiento superficial separado para la chapa de acero laminada en caliente. Realizando el enchapado en la línea de enchapado por inmersión en baño caliente, se mejora la resistencia a la corrosión de la chapa de acero laminada en caliente. Cuando se realiza la galvanización a la chapa de acero laminada en caliente después del decapado, la chapa de acero obtenida se sumerge en un baño de galvanización, y puede realizarse un tratamiento de aleación si es necesario. Realizando el tratamiento de aleación, en la chapa de acero laminada en caliente, se mejora la resistencia a la corrosión y se mejora la resistencia de la soldadura con respecto a diversas soldaduras tal como la soldadura por puntos.
Para referencia, la FIG. 3 es un diagrama de flujos que muestra una representación del método de fabricación de acuerdo con la presente forma de realización.
Además, el tratamiento de nitrocarburación gaseosa se lleva a cabo en la chapa de acero laminada en caliente obtenida después de completarse el proceso, y así, se obtiene una pieza nitrurada.
[Ejemplo]
A continuación, la presente invención se describe con más detalle basándose en el Ejemplo.
Se fabricaron los desbastes colados A a AI que tienen composiciones mostradas en la Tabla 1 mediante un convertidor, un proceso de afinado secundario y colada continua. A continuación, se volvieron a calentar los desbastes colados, se laminaron hasta un espesor de 2,0 mm a 3,6 mm en el laminado de acabado contiguo al laminado en bruto, se sometieron al laminado primario y se bobinan después de haberse sometido a un enfriamiento secundario si era necesario y, así, se fabricaron chapas de acero laminadas en caliente. Más específicamente, de acuerdo con las condiciones de fabricación mostradas en las Tablas 2 a 7, se fabricaron las chapas de acero laminadas en caliente. Además, el tratamiento de nitrocarburación gaseosa, que se calienta y mantiene durante 5 horas a 560°C a 580°C en atmósfera de amoníaco gas +N2 +CO2, se realizó a la chapa de acero laminada en caliente. Además, todas las indicaciones de las composiciones químicas en las Tablas están en % en masa.
5
10
15
20
25
30
35
40
45
50
55
Además, el resto de componentes en la Tabla 1 indican Fe e impurezas inevitables, y “0%” o “-” indica que Fe y las impurezas inevitables no se detectan. Además, los subrayados en las Tablas indican intervalos fuera del intervalo de la presente invención.
Aquí, un “componente” representa los aceros que incluyen el componente correspondiente a cada símbolo mostrado en la Tabla 1, “temperatura de punto de transformación Ar3” representa la temperatura Ar3 (°C) que se calcula mediante la siguiente Ecuación (g), y “T1” representa la temperatura que se calcula por la Ecuación (b), y “t1” representa los tiempos que se calculan por la Ecuación (d).
Ar3 = 910 –310 x [C] + 25 x [Si] –80 x [Mneq] … (g)
Aquí, [Mneq] está indicado por la siguiente Ecuación (h) cuando no se añade B y la siguiente Ecuación (i) cuando se añade B.
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni]/2 + 10 x ([Nb] – 0,02) … (h)
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni]/2 + 10 x ([Nb] – 0,02) + 1 … (i)
Aquí, [elemento componente] es una cantidad de un elemento componente que está representada por el % en masa.
“Temperatura de calentamiento” representa la temperatura de calentamiento en el proceso de calentamiento del desbaste colado, “tiempo de mantenimiento” representa el tiempo de mantenimiento a una temperatura de calentamiento predeterminada en el proceso de calentamiento, el “número de veces de reducción por laminado de 40% o más a 1000°C o más” o una “razón de reducción por laminado de 40% o más a 1000°C o más” representa la razón de reducción por laminado o el número de veces de reducción por laminado de una pasada de 40% o más en un intervalo de temperatura de 1000°C o más y 1200°C o menos en el laminado en bruto, “tiempo hasta iniciarse el laminado de acabado” representa el tiempo desde que termina el proceso de laminado en bruto hasta que se inicia el proceso de laminado de acabado, y “razón de reducción por laminado total” representa la razón de reducción por laminado total en el laminado en caliente de cada intervalo de temperatura. “Tf” representa la temperatura después de la reducción por laminado final de la pasada de gran reducción por laminado, “P1” representa la razón de reducción por laminado de la pasada final de la pasada de gran reducción por laminado”, “aumento de temperatura máximo entre pasadas” representa la temperatura máxima que se aumenta por la generación de calor en el momento de procesado o similar entre pasadas en el intervalo de temperatura de T1 + 30°C o más y T1 + 200°C o menos. Además, en el Ejemplo, el laminado de acabado terminó en la reducción por laminado final de 30% o más para un caso en el que P1 era “-”. Tf es la temperatura de finalización del laminado de acabado salvo para el caso en que P1 era “-”.
Además, “tiempo de espera hasta el inicio del enfriamiento primario” representa el tiempo de espera desde que se completa la pasada final de las pasadas de gran reducción por laminado hasta el inicio del enfriamiento cuando la pasada que tiene una razón de reducción por laminado de 30% o más en el intervalo de temperatura de T1 + 30°C o más y T1 + 200°C o menos se ajusta a una pasada de gran reducción por laminado, “velocidad de enfriamiento primario” representa una velocidad de enfriamiento promedio desde el inicio de la temperatura de enfriamiento primario hasta la finalización del enfriamiento primario, “cambio de temperatura de enfriamiento primario” representa una diferencia entre la temperatura de inicio del enfriamiento primario y la temperatura de finalización del enfriamiento primario, y “temperatura de bobinado” representa la temperatura cuando la chapa de acero es bobinado por un bobinador en el proceso de bobinado.
Los resultados de la evaluación de las chapas de acero obtenidas se muestran en las Tablas 8 a 10. Entre las propiedades mecánicas, con respecto a las propiedades en tracción, isotropía, y ensanchamiento de orificios, la evaluación de llevó a cabo en una chapa original. Con respecto a la tenacidad, la evaluación se llevó a cabo tanto en la chapa original como en la chapa de acero laminada en caliente después del tratamiento de nitruración. Además, como evaluaciones de la resistencia al desbastado y resistencia a la fatiga en el laminado después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa, se examinó la dureza promedio (Hv (0,049 N (0,005 kgf))) desde la superficie de la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa hasta 5 µm. Un método de evaluación de la chapa de acero es el mismo que el método descrito antes. Aquí, “fracción de perlita” indica una fracción de área de la estructura de perlita que se mide por un método de recuento de puntos a partir de una estructura al microscopio óptico, “tamaño de grano promedio” indica el tamaño de grano promedio que se mide por EBSP-OIMTM, “densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223 }<110>” indica la densidad de polo del grupo de orientación de { 100}<011> a {223}<1 10> paralelo a la superficie de laminado, “densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113>” indica la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> paralelo a la superficie de laminado, “profundidad de la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa” indica la profundidad (espesor) de una capa de compuesto (capa blanca: nitruro ε Fe2-3N) que recoge una micromuestra en sección transversal de la superficie, observada por un microscopio, y mediciones después de realizar el tratamiento de nitrocarburación gaseosa que se calienta y mantiene durante 5 horas a 560°C a 580°C en atmósfera de amoníaco gas +N2 +CO2. Además, la fracción de perlita indica aproximadamente el mismo valor incluso cuando la fracción se mide en la porción de superficie y la porción central del espesor de la chapa.
Los resultados de la “prueba de tracción” indican resultados en la dirección C usando una probeta JIS número 5. En las Tablas, “LF” indica el Límite de Fluencia, “RT” indica la Resistencia a la Tracción, y “Al” indica alargamiento, respectivamente. “Isotropía” representa la inversa de |Δr| como índice. Los resultados del “Ensanchamiento de orificios” indican que puede obtenerse por un método de prueba de ensanchamiento de orificios descrito en JFS T
5 1001: 1996. “Tenacidad” indica una temperatura de transición (vTrs) que se obtiene por una prueba de Charpy con entalla en V para subtamaño.
Las chapas de acero laminadas en caliente de acuerdo con la presente invención son aceros números 8, 13, 15, 16, 24 a 28, 30, 31, 34 a 37, 40 a 42, 56, 61, 63, 64, 72 a 76, 78, 79, 82 a 85, y 88 a 90. Las chapas de acero contienen una cantidad predeterminada de componente de acero y chapas de acero laminadas en caliente para 10 nitrocarburación gaseosa en las que la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es 1,0 o más y 4,0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> es 1,0 o más y 4,8 o menos, en la textura de la chapa de acero en la porción central del espesor de la chapa que es el intervalo del espesor de chapa de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la chapa de acero, y el tamaño de grano promedio en el centro del espesor de la chapa es 10 µm o menos, y las chapas de acero laminadas en caliente son
15 microestructuras que incluyen, en fracción estructural, más de 6% de perlita y el resto ferrita, y tienen resistencia a la tracción de 440 MPa o más. Además, las chapas de acero laminadas en caliente tienen isotropía mejorada, tenacidad después del tratamiento de nitruración, tenacidad de la chapa original y la dureza promedio desde la superficie de la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa hasta 5 µm, y ensanchamiento de orificios.
20 [Tabla 1]

TABLA 1-1 % en Masa
ACERO
C Si Mn P S Al N Ti Nb Cu Ni Mo V Cr B Mg Ca Rem OTROS OBSERVACIONES
A
0,069 1,20 2,51 0,016 0,003 0,023 0,0026 0,144 0,020 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,0014 0,0022 - - - ACERO COMPARATIVO
B
0,071 1,17 2,46 0,011 0,002 0,029 0,0040 0,179 0,17 - - - - - - - 0,0024 - - ACERO COMPARATIVO
C
0,087 0,14 1,98 0,007 0,01 0,011 0,0046 0,091 0,038 - - - - - - 0,0019 - - - ACERO COMPARATIVO
D
0,036 0,94 1,34 0,008 0,001 0,020 0,0028 0,126 0,041 - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
E
0,043 0,98 0,98 0,010 0,001 0,036 0,0034 0,099 - - - - - - - - 0,0021 - - ACERO COMPARATIVO
F
0,042 0,73 1,04 0,011 0,001 0,024 0,0041 0,035 0,019 - - - - - - - - 0,0018 - ACERO COMPARATIVO
G
0,089 0,81 1,20 0,008 0,001 0,033 0,0038 0,000 - - - - - - - - 0,0022 - - ACERO COMPARATIVO
H
0,180 0,03 0,72 0,017 0,04 0,011 0,0035 0,025 - - - - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
I
0,022 0,05 1,12 0,009 0,004 0,025 0,0047 0,102 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,0011 - - 0,0020 - ACERO COMPARATIVO
J
0,004 0,12 1,61 0,080 0,002 0,041 0,0027 0,025 0,025 0,00 0,00 0,00 0,00 0,00 0,0011 - - 0,0020 - ACERO COMPARATIVO
K
0,230 0,18 0,74 0,017 0,002 0,05 0,0051 0,000 - - - - - - - - - 0,0020 - ACERO COMPARATIVO
L
0,091 0,02 1,50 0,007 0,001 0,011 0,0046 0,026 - 0,06 0,03 - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
M
0,100 0,03 1,45 0,008 0,001 0,020 0,0028 0,020 - - 0,03 - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
N
0,081 0,01 1,51 0,010 0,001 0,036 0,0034 0,022 - - - 0,48 - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
O
0,090 0,02 1,55 0,011 0,001 0,20 0,0041 0,024 0,11 - - - 0,10 - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
P
0,087 0,02 1,52 0,008 0,001 0,033 0,0038 0,023 - - - - - 0,91 - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
Q
0,220 3,12 1,25 0,012 3,005 0,026 0,0041 0,028 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO

TABLA 1-2 % en Masa
ACERO
C Si Mn P S Al N Ti Nb Cu Ni Mo V Cr B Mg Ca Rem OTROS OBSERVACIONES
R
0,145 0,15 1,22 0,011 0,004 0,024 0,0040 0,025 - - - - - - -10,0 - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
S
0,075 0,18 1,24 0,010 0,010 0,030 0,0044 0,036 - - - - - - - - - 0,0020 - LA PRESENTE INVENCIÓN
T
0,067 0,24 1,28 0,009 0,003 0,022 0,0043 0,025 - - - - - 2,40 - - - - - ACERO COMPARATIVO
U
0,142 2,65 1,25 0,007 0,001 0,036 0,0034 0,018 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
V
0,144 2,42 1,22 0,008 0,001 0,020 0,0041 0,021 - - - - - - - - 0,0022 - - LA PRESENTE INVENCIÓN
w
0,151 0,95 1,24 0,010 0,001 0,033 0,0038 0,020 - - - - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
X
0,146 0,11 1,28 0,011 0,001 0,028 0,0036 0,019 - - - - - - - - - - Co: 0,001 LA PRESENTE INVENCIÓN
Y
0,143 0,01 1,22 0,008 0,004 0,024 0,047 0,027 - - - - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
Z
0,149 0,00 1,24 0,012 0,004 0,030 0,027 0,020 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
AA
0,144 0,12 4,60 0,012 0,002 0,036 0,051 0,025 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
AB
0,145 0,14 3,80 0,011 0,002 0,020 0,0046 0,024 - - - - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
AC
0,146 0,14 1,10 0,010 0,001 0,033 0,0028 0,016 - - - - - - - - - - Zr: 0,002 LA PRESENTE INVENCIÓN
AD
0,139 0,11 0,02 0,009 0,001 0,026 0,0034 0,018 - - - - - - - - - - - LA PRESENTE INVENCIÓN
AE
0,141 0,18 0,00 0,007 0,001 0,024 0,0041 0,021 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
AF
0,144 0,16 1,22 0,200 0,001 0,030 0,0038 0,020 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
AG
0,145 0,15 1,24 0,002 0,040 0,022 0,0037 0,078 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
AH
0,149 0,13 1,24 0,011 0,005 0,023 0,0042 0,040 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
Al
0,141 0,12 1,22 0,011 0,004 0,026 0,0045 0,020 - - - - - - - - - - - ACERO COMPARATIVO
[Tabla 2]
TABLA 2-1
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) Tf (°C) P1 (% ) (12) (13)
EJEMPLO COMPARATIVO
1 A 638 895 1260 45 2 45/45 100 1090 60 1080 90 990 40 1 15
EJEMPLO COMPARATIVO
2 B 723 903 1260 45 2 45/45 100 1090 60 1080 90 990 40 1 12
EJEMPLO COMPARATIVO
3 C 720 887 1230 45 3 40/40/40 80 1060 60 1050 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
4 D 798 696 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 990 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
5 E 779 875 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 970 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
6 F 833 866 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 960 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
7 G 825 851 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 950 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
8 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 90 1020 89 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
9 H 813 858 1200 60 0 - 250 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
10 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 180 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
11 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 45 980 35 2 15
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) Tf (°C) P1 (% ) (12) (13)
EJEMPLO COMPARATIVO
12 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 800 35 2 15
LA PRESENTE INVENCIÓN
13 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 30 1020 93 1050 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
14 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 - 0 15
LA PRESENTE INVENCIÓN
15 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 25
(1)
COMPONENTE (2) TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO(°C) (4) TIEMPO DE MANTENIMIENTO (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS
(6)
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO  (µm)
(8)
TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DEL LAMINADO (°C) (8) TIEMPO HASTA INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO (SEGUNDOS)
(10)
TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO (°C) (11) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
(12)
NÚMERO DE PASADAS QUE TIENEN UN 30% O MÁS POR PASADA (13) AUMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASADAS (°C)
TABLA 2-2
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) Tf (°C) P1 (%) (12) (13)
LA PRESENTE INVENCIÓN
16 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
17 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
18 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
19 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
20 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
21 I 751 876 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 960 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
22 J 699 865 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 950 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
23 K 800 852 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 940 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
24 L 772 858 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 960 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
25 M 779 856 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 950 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
26 N 662 905 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 940 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
27 O 766 871 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 960 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
28 P 705 866 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 940 32 3 12
ACERO COMPARATIVO
29 Q 761 860 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) Tf (°C) P1 (%) (12) (13)
LA PRESENTE INVENCIÓN
30 R 787 858 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
(1)
COMPONENTE (2) TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO(°C) (4) TIEMPO DE MANTENIMIENTO (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS
(6)
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO  (µm)
(8)
TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DEL LAMINADO (°C) (8) TIEMPO HASTA INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO (SEGUNDOS)
(10)
TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO (°C) (11) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
(12)
NÚMERO DE PASADAS QUE TIENEN UN 30% O MÁS POR PASADA (13) AUMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASADAS (°C)
[Tabla 3]
TABLA 3-1
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1(°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) TF (°C) P1(%) (12) (13)
LA PRESENTE INVENCIÓN
31 S 808 858 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
ACERO COMPARATIVO
32 T 617 881 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
ACERO COMPARATIVO
33 U 847 856 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
LA PRESENTE INVENCIÓN
34 V 844 857 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
LA PRESENTE INVENCIÓN
35 W 806 857 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
36 X 781 857 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
37 Y 784 859 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
ACERO COMPARATIVO
38 Z 782 857 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
ACERO COMPARATIVO
39 AA 516 863 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
40 AB 581 862 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
41 AC 797 856 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
LA PRESENTE INVENCIÓN
42 AD 882 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
43 AD 882 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
44 AE 886 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
45 AF 787 857 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
(1)
COMPONENTE (2) TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO(°C) (4) TIEMPO DE MANTENIMIENTO (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS
(6)
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO  (µm)
(8)
TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DEL LAMINADO (°C) (8) TIEMPO HASTA INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO (SEGUNDOS)
24
(10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO (°C) (11) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
(12) NÚMERO DE PASADAS QUE TIENEN UN 30% O MÁS POR PASADA (13) AUMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASADAS (°C)
TABLA 3-2
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 °C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) TF (°C) P1 (% ) (12) (13)
ACERO COMPARATIVO
46 AG 786 871 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
47 AH 785 862 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
48 AI 788 857 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
EJEMPLO COMPARATIVO
49 A 638 895 1260 45 2 45/45 100 1090 60 1080 90 990 40 1 15
EJEMPLO COMPARATIVO
50 B 723 903 1260 45 2 45/45 100 1090 60 1080 90 990 40 1 12
EJEMPLO COMPARATIVO
51 C 720 887 1230 45 3 40/40/40 80 1060 60 1050 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
52 D 798 886 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 990 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
53 E 779 875 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 970 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
54 F 833 866 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 960 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
55 G 825 851 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 950 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
56 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 90 1020 89 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
57 H 813 858 1200 60 0 - 250 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
58 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 180 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
59 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 45 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
60 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 800 35 2 15
5
(1) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO(°C) (4) TIEMPO DE MANTENIMIENTO (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS
(6) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO  (µm)
(8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DEL LAMINADO (°C) (8) TIEMPO HASTA INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO (SEGUNDOS)
(10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO (°C) (11) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%) 10 (12) NÚMERO DE PASADAS QUE TIENEN UN 30% O MÁS POR PASADA (13) AUMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASADAS (°C)
[Tabla 4]
TABLA 4-1
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) TF (°C) P1 (%) (12) (13)
LA PRESENTE INVENCIÓN
61 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 30 1020 93 1050 35 2 15
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) TF (°C) P1 (%) (12) (13)
EJEMPLO COMPARATIVO
62 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 - 0 15
LA PRESENTE INVENCIÓN
63 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 25
LA PRESENTE INVENCIÓN
64 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
65 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
66 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
67 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 69 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
68 H 813 858 1200 60 1 50 150 1030 60 1020 93 980 35 2 15
EJEMPLO COMPARATIVO
69 I 751 876 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 960 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
70 J 699 865 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 950 32 3 12
EJEMPLO COMPARATIVO
71 K 800 852 1200 60 3 40/40/40 80 1030 90 1020 89 940 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
72 L 772 858 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 960 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
73 M 779 856 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 950 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
74 N 662 905 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 940 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
75 O 766 871 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 950 32 3 12
LA PRESENTE INVENCIÓN
76 P 705 866 1180 90 3 40/40/40 80 1010 90 1000 89 940 32 3 12
ACERO COMPARATIVO
77 Q 761 860 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
(1) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO(°C) (4) TIEMPO DE MANTENIMIENTO (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (6) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO  (µm) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DEL LAMINADO (°C) (8) TIEMPO HASTA INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO (°C) (11) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
(12) NÚMERO DE PASADAS QUE TIENEN UN 30% O MÁS POR PASADA (13) AUMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASADAS (°C)
TABLA 4-2
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) TF (°C) P1 (%) (12) (13)
LA PRESENTE INVENCIÓN
78 R 787 858 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
LA PRESENTE INVENCIÓN
79 S 808 858 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
ACERO COMPARATIVO
80 T 617 881 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
ACERO COMPARATIVO
81 U 847 856 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
LA PRESENTE INVENCIÓN
82 V 844 857 1250 30 1 50 160 1080 120 1070 90 950 40 1 11
LA PRESENTE INVENCIÓN
83 W 806 857 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
ACERO N.º
FACTOR METALÚRGICO CONDICIONES DE FABRICACIÓN
CONDICIONES DE TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO
PRIMER LAMINADO EN CALIENTE SEGUNDO LAMINADO EN CALIENTE
(1)
(2) T1 (°C) (3) (4) (5) (6) (7) (8) (9) (10) (11) TF (°C) P1 (%) (12) (13)
LA PRESENTE INVENCIÓN
84 X 781 857 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
85 Y 784 859 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
ACERO COMPARATIVO
86 Z 782 857 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
ACERO COMPARATIVO
87 AA 516 863 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
88 AB 581 862 1250 30 3 40/40/40 80 1080 120 1070 93 940 35 2 14
LA PRESENTE INVENCIÓN
89 AC 797 856 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 830 32 3 10
LA PRESENTE INVENCIÓN
90 AD 882 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
91 AD 882 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
92 AD 882 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
93 AE 888 855 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
94 AF 787 857 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
85 AG 786 871 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
96 AH 785 862 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
ACERO COMPARATIVO
87 AI 788 857 1250 30 2 45/45 100 1080 120 1070 89 930 32 3 10
(1)
COMPONENTE (2) TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO(°C) (4) TIEMPO DE MANTENIMIENTO (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (6) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO DE 40% O MÁS A 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO  (µm) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DEL LAMINADO (°C) (8) TIEMPO HASTA INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO (°C) (11) RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
(12)
NÚMERO DE PASADAS QUE TIENEN UN 30% O MÁS POR PASADA (13) AUMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASADAS (°C)
[Tabla 5]
TABLA 5
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE
CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
1
0 0,40 1,00 0,25 0,6 60 90 900 650
2
0 0,51 1,28 0,25 0,5 60 90 900 650
3
0 0,62 1,55 0,25 0,4 85 110 870 600
4
0 0,73 1,83 0,25 0,3 60 70 920 600
5
0 0,71 1,78 0,25 0,4 60 70 900 600
6
0 0,72 1,80 0,25 0,3 60 70 890 600
7
0 0,65 1,63 0,25 0,4 60 70 880 600
8
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 110 870 670
9
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 110 870 670
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE
CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
10
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 110 870 670
11
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 110 870 670
12
0 3,40 8,50 0,25 0,1 65 110 690 670
13
0 0,29 0,73 0,25 0,9 65 110 940 670
14
0 - - 0,25 - 65 110 870 670
15
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 110 870 670
16
0 0,27 0,68 0,20 0,7 65 110 870 670
17
0 0,27 0,68 0,25 0,9 6 110 870 670
18
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 20 960 670
19
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 205 775 670
20
0 0,27 0,68 0,25 0,9 65 110 870 450
21
0 0,89 2,23 0,60 0,7 60 70 890 650
22
0 0,88 2,20 0,60 0,7 60 70 880 650
23
0 0,82 2,05 0,60 0,7 60 70 870 650
24
0 0,61 1,53 0,60 1,0 60 70 890 600
25
0 0,73 1,83 0,60 0,8 60 70 880 600
26
0 2,00 5,00 0,60 0,3 60 70 870 600
27
0 0,99 2,48 0,60 0,6 60 70 880 600
28
0 1,08 2,70 0,60 0,6 60 70 870 600
29
5 0,47 1,17 0,40 0,9 50 80 870 700
30
5 0,44 1,11 0,40 0,9 50 80 870 700
[Tabla 6]
TABLA 6
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
31
5 0,44 1,11 0,40 0,9 50 80 870 700
32
5 0,86 2,14 0,40 0,5 50 80 870 700
33
5 0,42 1,05 0,40 1,0 50 80 870 700
34
5 0,43 1,07 0,40 0,9 50 80 870 790
35
12 0,77 1,93 0,70 0,9 70 130 810 780
36
12 0,77 1,92 0,70 0,9 70 130 810 750
37
12 0,81 2,02 0,70 0,9 70 130 810 750
38
12 0,78 1,94 0,70 0,9 70 130 810 750
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
39
12 0,89 2,24 0,70 0,8 70 130 810 550
40
12 0,86 2,16 0,70 0,8 70 130 810 550
41
12 1,07 2,68 1,00 0,9 55 85 845 750
42
25 1,05 2,63 1,00 1,0 55 85 845 750
43
31 1,05 2,63 1,00 1,0 55 85 845 750
44
25 1,06 2,86 1,00 0,9 55 85 845 750
45
25 1,09 2,73 1,00 0,9 55 85 845 750
46
25 1,40 3,51 1,00 0,7 55 85 845 750
47
25 1,20 3,00 1,00 0,8 55 85 845 750
48
25 1,09 2,74 1,00 0,9 55 85 845 750
49
0 0,40 1,00 1,00 2,5 60 90 900 650
50
0 0,51 1,28 1,00 2,0 60 90 900 650
51
0 0,62 1,55 1,00 1,6 65 110 870 600
52
0 0,73 1,83 1,00 1,4 60 70 920 600
63
0 0,71 1,78 1,00 1,4 60 70 900 600
54
0 0,72 1,80 1,00 1,4 60 70 890 600
55
0 0,65 1,63 1,00 1,5 60 70 880 600
58
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 670
57
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 670
59
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 670
59
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 670
60
0 3,40 8,50 4,00 1,2 65 110 690 670
[Tabla 7]
TABLA 7-1
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
61
0 0,29 0,73 0,50 1,7 65 110 940 670
62
0 - - 0,50 - 65 110 870 670
63
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 670
64
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 670
65
0 0,27 0,68 0,50 1,9 5 110 870 670
66
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 20 980 670
67
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 205 775 670
68
0 0,27 0,68 0,50 1,9 65 110 870 450
69
0 0,89 2,23 2,00 2,2 60 70 890 660
70
0 0,88 2,20 2,00 2,3 60 70 880 650
71
0 0,82 2,05 2,00 2,4 60 70 870 650
72
0 0,61 1,53 1,00 1,6 60 70 880 600
73
0 0,73 1,83 1,00 1,4 60 70 880 800
74
0 2,00 5,00 3,00 1,5 60 70 870 600
75
0 0,99 2,48 2,00 2,0 60 70 880 600
76
0 1,08 2,70 2,00 1,9 60 70 870 600
77
5 0,47 1,17 1,00 2,1 50 80 870 700
TABLA 7-2
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
78
5 0,44 1,11 1,00 2,3 50 80 870 700
79
5 0,44 1,11 1,00 2,3 50 80 870 700
80
5 0,86 2,14 1,00 1,2 50 80 870 700
81
5 0,42 1,05 1,00 2,4 50 80 870 700
ACERO N.º
TERCER LAMINADO EN CALIENTE CONDICIONES DE ENFRIAMIENTO
RAZÓN DE REDUCCIÓN POR LAMINADO TOTAL (%)
t1 (SEGUNDOS) 2,5 × t1 TIEMPO DE ESPERA HASTA INICIO DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (SEGUNDOS) t/t1 VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C/SEGUNDOS) CAMBIO DE TEMPERATURA EN EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE DETENCIÓN DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO (°C) TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO (°C)
82
5 0,43 1,07 1,00 2,3 50 80 870 700
83
12 0,77 1,93 1,00 1,3 70 130 810 790
84
12 0,77 1,92 1,00 1,3 70 130 810 780
85
12 0,81 2,02 1,00 1,2 70 130 810 750
86
12 0,78 1,94 1,00 1,3 70 130 810 760
87
12 0,89 2,24 1,00 1,1 70 130 810 750
88
12 0,86 2,16 1,00 1,2 70 130 810 550
89
12 1,07 2,68 2,00 1,9 55 85 810 550
90
25 1,05 2,63 2,00 1,9 55 85 845 750
91
31 1,05 2,63 2,00 1,9 55 85 845 750
92
25 1,05 2,63 4,00 3,8 55 85 845 750
93
25 1,06 2,66 2,00 1,9 55 85 845 750
94
25 1,08 2,73 2,00 1,8 55 85 845 750
95
25 1,40 3,51 2,00 1,4 55 85 845 750
96
25 1,20 3,00 2,00 1,7 55 85 845 750
97
25 1,09 2,74 2,00 1,8 55 85 845 750
[Tabla 8]
TABLA 8-1
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
PRUEBA DE TRACCIÓN
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (6) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
1
5,9 1,0 5,5 3,7 4,5 500 21 774 941 15,6 3,5 70 -108 -18
2
6,0 1,0 6,0 3,7 4,5 500 21 770 895 16,8 3,5 75 -93 -19
3
5,7 0,8 6,0 3,8 4,5 475 21 721 810 18,5 3,5 76 -93 -18
4
3,1 0,8 5,0 3,7 4,5 500 24 716 794 19,2 3,5 77 -125 -10
5
3,7 0,8 7,0 4,0 4,7 450 23 733 814 18,7 3,5 74 -68 -12
6
3,6 0,8 6,0 4,0 4,7 450 23 477 603 27,6 3,5 79 -93 -13
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
PRUEBA DE TRACCIÓN
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (6) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
7
7,6 0,8 7,5 4,0 4,7 300 19 360 480 33,6 3,5 90 -58 -20
8
15,3 1,1 6,0 3,7 4,4 450 12 388 511 30,0 3,5 72 -93 -48
9
13,6 1,1 10,5 4,0 4,8 450 13 365 488 32,0 3,5 71 -11 -5
10
14,1 1,1 10,5 4,0 4,8 450 13 355 470 29,4 3,5 74 -15 -5
11
15,3 1,1 11,0 5,2 5,4 450 12 396 520 28,5 3,0 60 -19 -10
12
16,2 1,1 3,0 7,1 6,2 450 12 440 536 22,0 2,8 69 -124 -67
13
12,3 1,1 7,0 3,7 4,5 450 15 352 486 29,3 3,5 72 -45 -42
14
15,0 1,1 11,0 7,2 8,3 450 12 399 522 30,1 2,8 66 -10 0
15
12,0 1,1 7,0 3,7 4,4 450 15 381 505 31,8 3,5 74 -50 -45
(1)
FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µm) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µm)
(4)
DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011> A {223}<110>
(5)
DENSIDAD DE POLO DE ORIENTACIÓN DE {1332}<113>
(6)
DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µm DE CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv(0,005 kgf))
(7)
PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µm) TABLA 8-2
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
PRUEBA DE TRACCIÓN
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (5) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
16
11,4 1,1 5,5 3,6 4,3 450 16 360 481 32,0 3,6 78 -100 -60
17
13,0 1,1 10,5 3,8 4,5 400 14 357 477 30,8 3,5 75 -11 0
18
12,0 1,1 10,5 3,8 4,5 400 15 371 495 28,9 3,5 76 -15 -5
19
0,0 - 4,5 7,4 6,3 400 30 403 530 30,5 2,8 64 -126 -19
20
0,5 - 6,5 3,9 4,6 360 27 361 500 26,8 3,5 72 -80 -18
21
1,9 1,0 6,5 4,0 4,7 450 25 434 571 33,7 3,5 71 -80 -15
22
0,3 - 9,0 4,0 4,7 350 27 294 431 36,5 3,5 82 -31 -18
23
29,6 1,0 7,0 4,0 4,8 300 7 360 505 29,2 3,5 70 -58 -25
24
7,7 0,8 4,5 3,6 4,4 400 19 380 503 29,1 3,6 80 -128 -80
25
8,5 0,8 5,5 3,5 4,3 400 18 372 496 30,5 3,5 81 -108 -58
28
6,9 0,8 5,0 3,5 4,3 400 20 385 530 28,8 3,5 75 -125 -68
27
7,7 0,8 8,0 3,5 4,3 400 19 388 509 30,0 3,5 78 -93 -48
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
PRUEBA DE TRACCIÓN
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (5) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
28
7,4 0,8 5,5 3,5 4,3 400 20 394 522 29,0 3,5 73 -108 -58
29
21,0 1,6 4,0 4,0 4,8 450 10 432 568 26,4 3,5 60 -131 -55
30
10,4 1,6 5,5 3,9 4,6 450 15 390 513 29,2 3,5 78 -108 -50
(1)
FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µm) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µm)
(4)
DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011> A {223}<110>
(5)
DENSIDAD DE POLO DE ORIENTACIÓN DE {332}<113>
(6)
DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µm DE CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv(0,005 kgf))
(7)
PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µm)
[Tabla 9]
TABLA 9-1
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
TENACIDAD
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS
TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (5) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
31
6,1 1,6 6,0 3,8 4,5 400 18 373 491 30,5 3,5 81 -93 -50
32
5,8 1,6 7,0 4,0 4,8 400 22 321 422 35,5 3,5 95 -58 -15
33
6,0 1,6 7,0 3,8 4,6 400 24 417 549 27,3 3,5 73 -68 -10
34
6,4 2,0 7,0 3,7 4,5 400 20 411 541 27,7 3,5 74 -68 -41
35
12,0 2,0 6,5 3,7 4,4 375 17 423 556 27,0 3,5 72 -80 -67
36
11,0 1,8 6,0 3,8 4,6 375 16 385 506 29,6 3,5 74 -93 -78
37
6,1 1,8 5,5 3,9 4,7 375 19 373 491 30,5 3,6 81 -108 -40
38
5,4 1,8 5,5 3,9 4,7 400 22 333 438 34,2 3,5 91 -108 -18
39
2,0 0,5 4,0 3,6 4,4 425 26 526 895 21,6 3,7 72 -127 -19
40
6,1 0,5 4,5 3,7 4,5 425 20 487 641 23,4 3,5 71 -122 -50
41
13,0 1,8 6,0 3,6 4,4 400 17 378 498 30,1 3,6 70 -93 -40
42
6,3 1,8 6,5 3,9 4,7 350 18 335 441 34,0 3,5 91 -80 -40
43
6,2 1,8 4,5 7,0 6,2 350 18 353 464 32,0 2,9 68 -136 -84
44
5,7 1,8 7,0 3,9 4,7 350 24 324 426 35,2 3,5 94 -68 -10
45
7,0 1,8 7,0 3,8 4,6 350 17 377 496 24,0 3,5 55 -18 5
(1) FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µm) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µm)
10 (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE [100]<011> A [223]<110> 33
(5)
DENSIDAD DE POLO DE ORIENTACIÓN DE [332]<113>
(6)
DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µm DE CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv(0,005 kgf))
(7)
PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µm)
TABLA 9-2
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
TENACIDAD
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS
TENACIDAD
(1) (2)
(3) (4) (5) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
45
7,0 1,8 7,0 3,8 4,6 350 17 377 496 24,0 3,5 55 -18 5
46
7,1 1,8 7,0 3,8 4,6 350 17 371 488 21,0 3,5 42 -16 10
47
4,0 1,8 7,0 4,0 4,7 450 27 369 512 29,3 3,5 78 -68 -5
48
14,0 1,8 11,0 3,5 4,3 300 8 388 510 29,4 3,5 71 -5 0
49
5,8 1,0 7,5 1,9 2,7 500 21 663 872 17,2 7,5 79 -58 -18
50
5,9 1,0 8,0 1,9 2,7 500 21 630 829 18,1 7,5 80 -48 -19
51
5,6 0,8 8,0 2,0 2,9 475 21 571 751 20,0 6,5 81 -48 -18
52
3,0 0,8 7,0 1,9 2,7 500 24 560 736 20,4 7,5 82 -68 -10
53
3,6 0,8 9,0 2,0 3,0 450 23 574 755 19,9 6,5 82 -31 -12
54
3,5 0,8 8,0 2,0 3,0 450 23 426 561 26,7 6,5 71 -48 -13
55
7,5 0,8 9,5 2,0 3,0 300 19 340 448 33,5 6,5 89 -24 -20
56
15,2 1,1 8,0 2,0 2,9 450 12 362 476 31,5 6,5 84 -48 -48
57
13,5 1,1 12,5 2,0 3,0 450 13 346 455 33,0 6,5 76 10 15
58
14,0 1,1 12,5 2,1 3,2 450 13 335 441 34,0 5,9 79 10 15
59
15,2 1,1 12,0 4,2 4,9 450 12 368 484 31,0 3,2 60 6 10
60
15,1 1,1 5,0 5,3 5,4 450 12 386 499 26,0 3,0 63 -125 -67
(1)
FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µm) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µm)
(4)
DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE [100]<011> A [223]<110>
(5)
DENSIDAD DE POLO DE ORIENTACIÓN DE [332]<113>
(6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µm DE CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv(0,005 kgf)) 10 (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µm)
[Tabla 10]
TABLA 10-1
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
TENACIDAD
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS
TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (5) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
61
12,2 1,1 10,0 1,9 2,7 450 15 334 440 34,1 7,5 91 -25 -20
62
14,9 1,1 13,0 5,5 5,5 450 12 370 486 30,8 3,0 64 15 20
63
11,9 1,1 10,0 1,9 2,7 450 15 358 471 31,9 7,5 85 -26 -20
64
11,3 1,1 7,5 2,0 3,0 450 16 341 449 33,4 6,3 89 -40 -30
65
12,9 1,1 12,5 2,0 2,8 400 14 338 445 33,7 6,5 90 10 15
66
11,9 1,1 12,5 2,0 2,8 400 16 351 461 32,5 6,5 87 10 13
67
0,0 - 6,5 5,6 5,6 400 30 375 494 30,4 3,0 66 -80 -19
68
0,4 - 8,5 2,0 3,0 350 27 354 466 32,2 6,0 86 -39 -18
69
1,8 1,0 8,5 2,0 3,0 450 25 404 531 28,2 6,1 75 -39 -15
70
0,2 - 11,0 2,0 3,0 350 27 306 403 37,3 6,1 99 -5 0
71
29,5 1,0 9,5 1,9 3,0 300 7 358 471 31,9 6,0 85 -24 -20
72
7,6 0,8 6,5 2,0 3,0 400 19 356 469 32,0 6,0 85 -80 -50
73
8,4 0,8 7,5 2,0 3,0 400 18 351 462 32,4 6,1 87 -58 -38
74
6,8 0,8 7,0 2,0 3,0 400 20 375 494 30,4 6,0 81 -68 -48
75
7,6 0,8 8,0 2,0 3,0 400 19 360 474 31,6 6,2 84 -48 -38
76
7,3 0,8 7,5 2,0 3,0 400 20 370 486 30,8 6,0 82 -58 -48
77
20,9 1,6 6,0 2,2 3,4 450 10 402 529 28,4 5,4 48 -53 -20
(1)
FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µm) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µm)
(4)
DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE [100]<011> A [223]<110>
(5)
DENSIDAD DE POLO DE ORIENTACIÓN DE [332]<113>
(6)
DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µm DE CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv(0,005 kgf))
(7)
PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µm)
TABLA 10-2
ACERO N.º
MICROESTRUCTURA PROPIEDADES MECÁNICAS ANTES DE NITRURACIÓN TENACIDAD DESPUÉS DE NITRURACIÓN
TENACIDAD
ISOTROPÍA ENSANCHAMIENTO DE ORIFICIOS
TENACIDAD
(1)
(2) (3) (4) (5) (6) (7) LF (MPa) RT (MPa) AL (%) 1/|Δr| λ (%) vTrs (°C) vTrs (°C)
78
10,3 1,6 7,5 2,0 3,0 450 15 383 478 31,4 6,0 84 -58 -48
79
6,1 1,6 8,0 2,0 2,9 400 18 348 458 32,8 6,5 87 -48 -30
80
5,7 1,6 9,5 1,9 3,0 400 22 300 394 38,0 6,3 101 -24 -10
81
5,9 1,6 9,0 2,0 2,9 400 24 388 511 29,3 6,5 78 -31 -5
82
6,3 2,0 9,0 1,9 2,7 400 20 383 504 29,8 7,5 79 -31 -25
83
11,9 2,0 8,5 1,9 2,7 375 17 393 518 29,0 7,5 77 -39 -30
84
10,9 1,8 8,0 2,0 2,9 375 16 358 472 31,8 6,5 85 -48 -30
85
6,1 1,8 7,5 2,0 3,0 375 19 348 458 32,8 6,1 87 -58 -40
86
5,3 1,8 7,5 2,0 3,0 400 22 311 409 36,7 6,0 98 -58 -18
87
1,9 0,5 6,0 1,8 2,6 425 26 481 645 23,2 9,2 84 -93 -19
88
6,1 0,5 6,5 1,9 2,7 425 20 453 596 25,2 7,5 70 -80 -50
89
12,9 1,8 8,0 1,8 2,6 400 17 353 464 32,3 9,2 86 -48 -40
90
6,2 1,8 8,5 2,0 3,0 350 18 344 440 34,0 6,1 91 -39 -35
91
6,2 1,8 6,0 6,0 5,7 350 18 348 457 33,0 2,9 68 -90 -60
92
6,2 1,8 14,0 1,4 2,1 350 18 650 441 32,0 15,0 91 -10 15
93
5,6 1,8 9,0 2,0 3,0 350 24 334 440 34,1 6,0 91 -31 -10
94
6,9 1,8 9,0 2,0 2,9 350 17 351 462 24,0 6,5 48 -18 -5
95
7,0 1,8 9,0 2,0 2,9 360 17 346 455 26,0 6,5 61 -16 -7
96
4,2 1,8 9,0 2,0 3,0 450 25 363 477 31,4 6,1 84 -31 -5
97
13,9 1,8 13,0 1,7 2,4 300 8 361 475 31,6 12,5 84 15 20
(1)
FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µm) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µm)
(4)
DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE [100]<011> A [223]<110>
(5)
DENSIDAD DE POLO DE ORIENTACIÓN DE [332]<113>
5 (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µm DE CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv(0,005 kgf))
(7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µm)
[Aplicabilidad industrial]
De acuerdo con la presente invención, se obtiene una chapa de acero laminada en caliente para nitrocarburación
10 gaseosa, que incluye trabajabilidad isotrópica mejorada capaz de ser aplicada a un componente que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de chapa, circularidad, y resistencia al impacto después de procesado. La chapa de acero, que se fabrica por la presente invención, puede usarse en un componente de un vehículo tal como un componente de chapa interno, un componente estructural, un componente de la suspensión, o un componente de la transmisión que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de chapa, circularidad,
15 y resistencia al impacto después de procesado, y puede usarse en cada uso tal como construcción de buques, edificaciones, puentes, estructuras en mar abierto, recipientes a presión, tramos de tubería y piezas de máquinas. Por tanto, la presente invención tiene un alto valor industrial.

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  1. imagen1
    imagen2
    imagen3
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