ES2663747T3 - Hoja de acero laminado en caliente y su método de fabricación - Google Patents

Hoja de acero laminado en caliente y su método de fabricación Download PDF

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Abstract

Una hoja de acero laminado en caliente, que comprende: una composición química que consiste en: % en masa, C: 0,01 a 0,2%; Si: 0,001 a 2,5%; Mn: 0,10 a 4,0%; P: 0,10% o menos; S: 0,030% o menos; Al: 0,001 a 2,0%; N: 0,01% o menos; Ti: (0,005 + 48/14 [N] + 48/32[S]) % <= Ti <= 0,3%; Nb: 0 a 0,06%; Cu: 0 a 1,2%; Ni: 0 a 0,6%; Mo: 0 a 1%; V: 0 al 0,2%; Cr: 0 a 2%; Mg: 0 a 0,01%; Ca: 0 a 0,01%; REM: 0 a 0,1%; y B: 0 a 0,002%, estando compuesta la parte restante por Fe e impurezas; una textura en la cual, en una parte central de un grosor de hoja que es una porción de hoja de acero seccionada en una posición de 3/8 espesor y una posición de 5/8 espesor del espesor de la hoja desde la superficie de la hoja de acero, un valor promedio de proporciones de intensidad al azar de rayos X de un grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> de un plano de la hoja es 6,5 o menos y una proporción de intensidad al azar de rayos X de un orientación cristalina {332}<113> es 5,0 o menos; y una microestructura en la cual una proporción del área total de martensita templada, martensita y bainita inferior es más de 85% y un diámetro de grano promedio de cristal es de 12,0 μm o menos.

Description

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El r30 es preferentemente 1,10 o menos. Téngase en cuenta que el límite inferior del valor de r en la dirección no se establece en particular, pero el r30 ajustado a 0,70 o más es preferible ya que se puede obtener una expansión de orificios más excelente.
Un valor de r (rL) en la dirección de laminación es 0,70 o más y un valor de r (r60) en una dirección 60° a partir de la dirección de laminación es 1,10 o menos:
Satisfacer las siguientes propiedades mecánicas, además de la textura antes descrita, permite asegurar una abocardabilidad más excelente. Por consiguiente, es preferible satisfacer las siguientes propiedades mecánicas.
El valor r en la dirección de laminación (rL):
El rL es preferentemente 0,70 o más. Téngase en cuenta que el límite superior del valor de rL no se establece en particular, pero el rL fijado en 1,10 o menos es preferible ya que se puede obtener expansión de orificios más excelente.
El valor r en la dirección 60° de la dirección de laminación (r60):
El r60 es preferentemente 1,10 o menos. Téngase en cuenta que el límite inferior del valor r60 no se establece en particular, pero r60 fijado a 0,70 o más es preferible ya que se puede obtener una capacidad de expansión de orificios más excelente.
Los valores de r descritos anteriormente son evaluados cada uno por un ensayo de tracción usando una pieza de ensayo de tracción JIS N.º 5. La deformación por tensión sólo tiene que evaluarse normalmente en un intervalo de 5 a 15% en el caso de una hoja de acero de alta resistencia y en un intervalo de alargamiento uniforme.
Una microestructura de la hoja de acero:
En primer lugar, se describirá el diámetro promedio del grano de cristal y el método de identificación de la estructura.
En la presente invención, el diámetro promedio de grano de cristal, la ferrita y la austenita retenida son definidos mediante el método DRDE-MIO (Difracción de Retro Dispersión de Electrones - Microscopia de Imagen de Orientación, marca registrada).
El método DRDE-MIO está constituido por un dispositivo y software de irradiación de una muestra altamente inclinada con haces de electrones en un microscopio electrónico de barrido (MEB), fotografiando un patrón de Kikuchi formado por retro dispersión por una cámara de alta sensibilidad y sometiéndolo a un equipo de procesamiento de imágenes para medir de tal modo una orientación cristalina en el punto de irradiación en un período corto de tiempo. El método DRDE permite un análisis cuantitativo de una estructura fina y una orientación del cristal de una superficie de la muestra a granel y puede analizarlas en un área de análisis capaz de ser observada por el MEB con una resolución de 20 nm como mínimo, aunque depende de la resolución del MEB. El análisis se realiza durante varias horas trazando un área a ser analizada para decenas de miles de puntos en un estado de rejilla a intervalos regulares.
Además de que la fase puede ser identificada a partir de la estructura de la orientación cristalina, es posible ver la distribución de orientación del cristal y el tamaño del grano de cristal dentro de la muestra en un material policristalino. Es posible calcular una desorientación entre puntos de medición adyacentes a partir de la información de medición, y el valor medio del mismo se llama un valor DMN (Desorientación Media del Núcleo).
En la presente invención, a partir de una imagen obtenida mediante el mapeo de la desorientación del grano de cristal definido como 15°, que es un valor umbral de un límite del grano de gran ángulo de inclinación, generalmente reconocido como un límite del grano de cristal, se visualiza un grano para encontrar un diámetro promedio de grano de cristal. Además, una estructura en la que un promedio del valor de DMN en un grano de cristal, rodeado por el límite del grano de gran ángulo de inclinación de 15° está dentro de 1° se define como ferrita. Esto es porque la ferrita es una fase de transformación a alta temperatura y tiene deformación de transformación pequeña. Además, una estructura identificada como austenita por el método DRDE se define como austenita retenida.
Martensita templada o bainita inferior definida en la presente invención significa una estructura que se transforma a partir de la austenita en un punto Ms o menor cuando el punto Ms es mayor que 350° C, o a 350° C o inferior cuando el punto Ms es de 350° C o inferior, y cuando la estructura se observa bajo TEM, precipita cementita o carburo de hierro metaestable en un estado multivariante en el mismo listón.
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Téngase en cuenta que a partir de el punto de vista de mejorar eficazmente la resistencia y la capacidad de expansión del orificio mediante la supresión de la precipitación del carburo basado en hierro tal como cementita, es preferible fijar el contenido de Si en 1,2% o menos.
Mn: 0,10 a 4,0% Mn (manganeso) tiene una acción de mejora de la resistencia de la hoja de acero por reforzamiento de la solución sólida y fortalecimiento de endurecimiento por templado. Cuando el contenido de Mn es menor que 0,10%, es difícil conseguir el efecto de la acción antes descrita. Por lo tanto, se fija el contenido de Mn en 0,10% o más. Además, el Mn tiene una acción de expandir la temperatura de la región de austenita hacia el lado de baja temperatura y mejorar así la templabilidad para facilitar la formación de una estructura de transformación de baja temperatura que tiene una excelente propiedad de rebabas como la martensita o la bainita inferior. Desde este punto de vista, el contenido de Mn se fija preferentemente en 1% o más y más preferiblemente 2% o más. Además, Mn tiene también una acción de supresión de la aparición de agrietamiento en caliente causada por S. Desde este punto de vista, es preferible contener la cantidad de Mn asegurando que el contenido de Mn ([Mn]) y el contenido de S ([S]) satisfacen [Mn]/[S]≥20. Por otra parte, aunque el contenido de Mn se fije en más de 4,0%, el efecto por la acción de mejora de la resistencia de la hoja de acero está saturado. Por lo tanto, el contenido de Mn se fija en 4,0% o menos.
P: 0,10% o menos P (fósforo) es un elemento generalmente contenido como impureza. Cuando el contenido de P es superior al 0,10%, P causa agrietamiento en la laminación en caliente y se segrega en un límite del grano para disminuir la tenacidad a baja temperatura y también disminuye la trabajabilidad y la soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de P se fija en 0,10% o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad y la capacidad de expansibilidad del orificio, el contenido de P se ajusta preferentemente a 0,02% o menos.
S: 0,030% o menos S (azufre) es un elemento generalmente contenido como impureza. Cuando el contenido de S es más del 0,030%, el S causa agrietamiento en la laminación en caliente y genera una inclusión basada basada en A en el acero para deteriorar la capacidad de expansión del orificio. Por lo tanto, el contenido de S se fija en 0,030% o menos. Desde el punto de vista de la capacidad de expansión del orificio, el contenido de S se fija preferiblemente en 0,010% o menos y más preferiblemente se fija en 0,005% o menos.
Al: 0,001 a 2,0% Al (aluminio) tiene una acción desoxidante de acero fundido en un proceso refinando del acero para hacer sonar el acero. Cuando el contenido de Al es menos del 0,001%, es difícil conseguir el efecto mediante la acción antes descrita. Por lo tanto, se fija el contenido de Al en 0,001% o más. Al además tiene, del mismo modo que el Si, una acción de suprimir la precipitación del carburo a base de hierro como cementita mejorando la resistencia y la capacidad de expansión del orificoo. Desde este punto de vista, el contenido de Al se fija preferentemente en 0,016% o más. Por otra parte, aunque el contenido de Al se fije en más de 2,0%, el efecto por la acción de desoxidación está saturado, lo que resulta económicamente desventajoso. Además, el Al puede causar agrietamiento en la laminación en caliente. Por lo tanto, se fija el contenido de Al en 2,0% o menos. Desde el punto de vista de la supresión de la generación de una inclusión no metálica en el acero para mejorar la ductilidad y la tenacidad a baja temperatura, el contenido de Al se fija preferiblemente en 0,06% o menos. El contenido de Al más preferiblemente es 0,04% o menos.
N: 0,01% o menos N (nitrógeno) es un elemento generalmente contenido como impureza. Cuando el contenido de N es más de 0,01%, el N causa agrietamiento en la laminación en caliente y deteriora la resistencia al envejecimiento. Por lo tanto, el contenido de N se fija en 0,01% o menos. Desde el punto de vista de la resistencia de envejecimiento, el contenido de N es preferentemente 0,005% o menos.
Ti: (0,005 + 48/14 [N] + 48/32[S]) % ≤ Ti ≤ 0,3%: Ti (titanio) es un elemento con una acción de mejora de la resistencia de la hoja de acero por el fortalecimiento de la precipitación o el fortalecimiento de la solución sólida. Cuando el contenido en Ti es menor que (0,005 + 48/14 [N] + 48/32[S])% que se decide por el contenido de N[N] (unidad:%) y el contenido de S[S] (unidad:%), es difícil conseguir el efecto por la acción antes descrita. Por lo tanto, el contenido de Ti se define como (0,005 + 48/14 [N] + 48/32[S]) % o más. Por otra parte, incluso si el contenido de Ti está establecido en más de 0,3%, el efecto de la acción antes descrita está saturado, lo que resulta económicamente desventajoso. Por lo tanto, el contenido de Ti se fija en 0,3%
o menos.
Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr: Nb (niobio), Cu (cobre), Ni (níquel), Mo (molibdeno), V (vanadio) y Cr(cromo) son elementos cada uno con una acción de mejora de la resistencia de la hoja de acero por reforzamiento de la solución sólida y fortalecimiento de endurecimiento por templado. Por lo tanto, uno o dos o más de los elementos pueden estar debidamente contenidos según sea necesario. Sin embargo, incluso si el contenido de Nb se fija en más de 0,06%, el contenido de Cu se fija en más de 1,2%, el contenido Ni se fija en más de 0,6%, el contenido de Mo se fija en más del 1%, el contenido de V
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dirección satisfaga una condición predeterminada. Más abajo se enumeran los detalles de las condiciones de fabricación que hay que satisfacer.
El método de fabricación antes de la laminación en caliente no está particularmente limitado. Es decir, sólo es necesario efectuar, tras la fusión del acero en un horno de eje, un horno eléctrico o similar, varios tipos de refinación secundaria para ajustar el acero de manera que tenga la composición química antes descrita, colarlo después para formar un lingote de acero o una plancha por un método como colada continua normal, colada por un método de lingotes, otra colada de plancha delgada y así sucesivamente. En el caso de la colada continua, el acero puede ser enfriado una vez a una temperatura baja y después recalentado y sometido a laminación en caliente, o una plancha de fundición puede ser continuamente laminada en caliente. Como materia prima, pueden usarse desperdicios.
La hoja de acero de alta resistencia con excelente abocardabilidad y fragilidad a baja temperatura de la presente invención se obtiene en el caso de satisfacer los siguientes requisitos.
Para fijar a los valores de los intervalos antes descritos el valor promedio de las proporciones de intensidad al azar de rayos X del grupo de las orientaciones del plano de la hoja {100}<011> a {223}<110> y la proporción de intensidad al azar de rayos X de la orientación del cristal {332}<113> en la parte central del espesor de la hoja situado entre las posiciones de espesor 5/8 y 3/8 del espesor de la hoja a partir de la superficie de la hoja de acero, en la laminación de acabado después de la laminación rugosa, sobre la base de una temperatura T1 decidida a partir de la siguiente expresión (1) de los componentes de la hoja de acero,
T1(° C) = 850 + 10x(C+N)xMn + 350xNb + 250xTi + 40xB+ 10xCr + 100xMo + 100xV... (1)
el trabajo por laminación de reducción pesada se realiza en una proporción de reducción grande en una región de primera temperatura de (T1+30)° C o superior y (T1+200)° C o inferior, después no se realiza reducción o se realiza trabajo por laminación de reducción suave a una pequeña proporción de reducción en una región de segunda temperatura T1° C o superior e inferior a (T1+30)° C, y la laminación se completa en la región de primera temperatura o en la región de segunda temperatura, garantizando así la deformabilidad local de un producto final.
Es decir, por la laminación de alta reducción en la región de primera temperatura de (T1+30)° C o superior y (T1+200)° C o inferior y completando la laminación en la región de primera temperatura, o por la laminación de alta reducción en la región de primera temperatura y la subsecuente laminación de baja reducción en la región de segunda temperatura de T1 o superior e inferior a (T1+30)° C y completando la laminación en la región de segunda temperatura, el valor promedio de las proporciones de intensidad al azar de rayos X del grupo de orientaciones del plano de la hoja {100}<011> a {223}<110> y las proporciones de intensidad al azar de los rayos X de la orientación cristalina {332}<113>, en la porción central del espesor de la hoja seccionada en la posición a 5/8 de espesor y la posición a 3/8 de espesor del espesor de la hoja a partir de la superficie de la hoja de acero, puede controlarse como se encuentra en las tablas 2, 3 descritas más adelante, por lo que la capacidad de expansión del orificio del producto final mejora drásticamente.
La temperatura T1 en sí misma puede obtenerse por la expresión empírica indicada en la expresión anterior (1). Los inventores encontraron experimentalmente a partir de experimentos que la recristalización en la región austenita de cada acero se promueve en base a la temperatura T1.
Para obtener capacidad más excelente de expansión del orificio, es importante acumular deformación por la reducción pesada en la región de primera temperatura, y es esencial fijar la proporción de reducción máxima por paso en la región de primera temperatura al 30% o más, en otras palabras, lo que significa que la reducción por paso en una proporción de reducción a 30% o más, lo que significa que la reducción en un paso a una proporción de reducción a 30% o más en la región de primera temperatura se realiza al menos una o más veces y el total de proporciones de reducción se fija al 50% o más.
Además, es más preferible fijar el total de las proporciones de reducción al 70% o más. Por otro lado, fijar el total de las proporciones de reducción en más del 90% es un aseguramiento de la temperatura pero una carga de laminación excesiva, y, por lo tanto, es preferible fijar el total de las proporciones de reducción en 90% o menos.
Además, para promover la cristalización uniforme soltando la deformación acumulada, es necesario suprimir todo lo posible la cantidad de trabajo en la región de segunda temperatura de T1° C o superior e inferior que (T1+30)° C, después de la reducción pesada en la región de primera temperatura de (T1+30)° C o superior y (T1+200) ºC o inferior y el total de proporciones de reducción en la región de segunda temperatura de T1° C o mayor y menor que (T1+30)° C se fija en 0 a 30%. Cuando el total de las proporciones de reducción en la región de segunda temperatura es mayor que 30%, el grano de austenita finalmente cristalizado se expande, y cuando el período de tiempo de retención es corto, la recristalización no procede suficientemente, dando como resultado el deterioro de la capacidad de expansión del orificio. Téngase en cuenta que, desde el punto de vista de asegurar una excelente forma de hoja, es deseable fijar la proporción de reducción en 10% o más, pero en el caso de dar más importancia a
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la expandibilidad del orificio, es deseable fijar la proporción de reducción a 0%, es decir, no realizar la laminación de baja reducción en la región de segunda temperatura.
Como se describió anteriormente, el método de fabricación de la presente invención es un método de controlar la textura de un producto para mejorar su capacidad de expansión del orificio por recristalización uniforme y fina de la austenita en la laminación de acabado.
Cuando la laminación se realiza a una temperatura inferior a la de la región de segunda temperatura o la laminación en la proporción de reducción grande se realiza en la región de segunda temperatura, la textura de la austenita crece haciendo difícil obtener la textura predeterminada descrita arriba en la hoja de acero obtenida finalmente. Por otra parte, cuando la laminación se completa a una temperatura superior a la de la región de primera temperatura o la laminación en una proporción de pequeña reducción se realiza en la región de primera temperatura, es más probable que llegue a ocurrir una mezcla de engrosamiento y de grano.
Téngase en cuenta que, se realice o no la laminación definida antes descrita, la proporción de reducción puede obtenerse por resultados reales o por cálculos a partir de la carga de laminación, medición de espesor de hoja y similares, y la temperatura puede medirse realmente cuando está instalado un termómetro entre soporte o puede obtenerse por una simulación de cálculo teniendo en cuenta la generación de calor por trabajo a partir de la velocidad de la línea o la proporción de reducción o de ambos.
El período de tiempo desde la reducción final en la reducción en un solo paso en 30% o más en la región de primera temperatura hasta el inicio de la refrigeración primaria, que es refrigeración por agua, tiene una gran influencia en la abocardabilidad y la tenacidad a baja temperatura.
El período de tiempo t (s) desde el paso de reducción final en un solo paso en 30% o más en la región de primera temperatura hasta el inicio de la refrigeración primaria se fija para satisfacer la siguiente expresión (2) con respecto a una temperatura de la hoja de acero Tf (ºC) y una proporción de reducción P1 (%) en la reducción final en un solo paso en 30% o más en la región de primera temperatura.
Cuando t/t1 es menor que 1, se suprime la recristalización para no obtener la textura predeterminada, y cuando t/t1 es mayor que 2,5, el engrosamiento procede a disminuir significativamente el alargamiento y la fragilidad a baja temperatura.
1 ≤ t/t1 ≤ 2,5... (2)
En la expresión, t1 es el período de tiempo (s) decidido por la siguiente expresión (4).
T1 = 0,001x{(Tf-T1)xP1/100}2 -0,109x{(Tf-T1)xP1/100} + 3,1... (4)
Una cantidad refrigeración primaria que es la diferencia entre la temperatura de la hoja de acero en el inicio de la refrigeración para la refrigeración primaria y la temperatura de la hoja de acero al finalizar la refrigeración (cambio de temperatura de refrigeración) se fija a 40° C o superior y 140° C o inferior. Cuando la cantidad de refrigeración primaria es inferior a 40° C, es difícil reprimir el engrosamiento de los granos de austenita, dando como resultado el deterioro de la tenacidad a baja temperatura. Por el contrario, cuando la cantidad de refrigeración primaria es mayor que 140° C, la recristalización se vuelve insuficiente y se hace difícil obtener la textura predeterminada. Téngase en cuenta que, desde el punto de vista de la supresión del engrosamiento de los granos de austenita, es preferible fijar el promedio de velocidad de refrigeración primaria a 30° C/segundo o superior. No es necesario limitar el límite máximo de la velocidad media de refrigeración, en particular en la refrigeración primaria, pero es preferible fijar el promedio de velocidad de refrigeración a 2000° C/segundo o inferior.
La refrigeración se inicia en los primeros tres segundos después de que se realiza la refrigeración primaria, para realizar la refrigeración secundaria de la refrigeración por agua en un promedio de velocidad de 30° C/segundo de refrigeración secundaria o superior. Aquí, la refrigeración secundaria significa refrigeración por agua realizada a partir del inicio de la refrigeración secundaria hasta el comienzo del bobinado y la velocidad de refrigeración promedio de la refrigeración secundaria es la velocidad de refrigeración promedio de la refrigeración por agua y se calcula excluyendo el período de suspensión de la refrigeración con agua en el caso de suspender la refrigeración con agua a mitad de la refrigeración secundaria como se describe más adelante.
Desde la finalización de la refrigeración primaria hasta el inicio de la refrigeración secundaria, la hoja de acero es mantenida en la región de alta temperatura porque no se realiza la refrigeración con agua. Si la refrigeración secundaria se inicia más de tres segundos después de realizar la refrigeración primaria o si la refrigeración secundaria se realiza a una tasa promedio de enfriamiento inferior a 30° C/segundo en los primeros tres segundos después de la refrigeración primaria, la fracción estructural de la fase de transformación de alta temperatura tales como ferrita, perlita, bainita superior, se convierte en más del 15% durante la refrigeración secundaria a partir de la finalización del acabado de laminación hasta el inicio del bobinado al fallo para obtener la fracción estructural
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Haciendo más pequeño el diámetro de grano de austenita antes del acabado de laminación en caliente, se promueve la recristalización de la austenita en el proceso de laminación en caliente de acabado para obtener la mejora de expansión de orificios logrados fijando el valor de rC y el valor de r30 en los valores adecuados. Se presume que el límite del grano de austenita después de la laminación en caliente rugosa (es decir, antes de la laminación en caliente de acabado) funciona como un núcleo de recristalización en la laminación en caliente de acabado.
Aquí, la confirmación del diámetro de grano de austenita después de la laminación en caliente rugosa se obtiene refrigerando lo más rápidamente posible una pieza de hoja antes de ser sometida a la laminación en caliente de acabado, concretamente, refrigerando la pieza de hoja a una velocidad de refrigeración de 10° C/segundo o superior, grabando después la estructura de la sección transversal de la pieza de hoja para exponer el límite del grano de austenita, y luego realizar medidas con un microscopio óptico. En este caso, la medición se realiza en 20 o más campos visuales a 50 o más ampliaciones por el análisis de la imagen o el método de contar punto.
Además, para satisfacer los intervalos convenientes antes descritos para rL en la dirección de laminación y r60 en la dirección 60° a partir de la dirección de laminación, es deseable suprimir la generación de calor máxima debido a la deformación plástica en una región de temperatura de (T1+30)° C o superior y (T1+150)° C o inferior, siendo la región de primera temperatura, es decir, una temperatura (° C) con mayor margen de la hoja de acero por reducción a 18° C o inferior. Para suprimir la generación de calor máxima debido a la deformación plástica como se describió anteriormente, es conveniente usar una refrigeración intermedia.
Téngase en cuenta que con el fin de mejorar la ductilidad corrigiendo el perfil de la hoja de acero o introduciendo dislocación móvil, es deseable realizar la laminación de paso piel que es reducción suave a una proporción de reducción de 0,1% o más y 2% o menos después de la terminación de todos los procesos. Además, después de la terminación de todos los procesos, con el fin de eliminar los óxidos que se adhieren a la superficie de la hoja acero laminada en caliente obtenida, en caso de que sea necesario puede realizarse una desoxidación para la hoja de acero laminada en caliente obtenida. Después de realizar la desoxidación, puede realizarse el paso de piel o la laminación en frío en una proporción de reducción del 10% o menos en línea o fuera de línea para la hoja de acero laminado en caliente obtenida.
Además, si es necesario hacer una hoja de acero tratada en la superficie, puede proporcionarse una capa de revestimiento en la superficie de la hoja de acero. La capa de revestimiento puede ser una capa de electrodeposición o una capa de deposición en caliente, y el método de tratamiento puede ser realizado por un método normal.
Ejemplos A continuación, el contenido técnico de la presente invención se explicará tomando ejemplos de la presente invención.
Los ejemplos fueron estudiados utilizando aceros adaptables que satisfacen reivindicaciones de la presente invención que son los aceros “A” a “P” y aceros comparativos que son los aceros “a” a “e”, que tienen las composiciones químicas enumeradas en la tabla 1.
Estos aceros se mantuvieron como estaban o se enfriaron una vez a temperatura ambiente después de la colada, luego se recalentaron en un intervalo de temperatura de 900° C a 1300° C, luego se sometieron a la laminación en caliente bajo las condiciones indicadas en la tabla 2-1 y la tabla 2-2, se refrigeraron en las condiciones enumeradas en la tabla 2-1 y tabla 2-2 para formar hojas de acero laminado en caliente con un espesor de 2,3 a 3,4 mm. Las hojas de acero laminado en caliente así obtenidas fueron sometidas a la desoxidación, luego se sometieron a la laminación de paso de piel en una proporción de reducción de 0,5%, se sometieron al tratamiento de galvanización por inmersión en caliente y además al tratamiento aleante con parte de ellas, y se proporcionaron para la evaluación de la calidad de los materiales. Téngase en cuenta que los caracteres del alfabeto adjuntos al encabezamiento de los números de ensayo en la tabla 2-1, tabla 2-2, tabla 3-1 y tabla 3-2 indican los tipos de acero en la tabla 1.
Los componentes químicos de cada acero se enumeran en la tabla 1, y las condiciones de fabricación para cada hoja de acero laminado en caliente se enumeran en la tabla 2-1 y tabla 2-2. Además, la estructura de acero, el diámetro de grano y las propiedades mecánicas (valor de r en cada dirección, resistencia a la tracción TS, alargamiento EL, proporción de expansión del orificio , temperatura de transición fragilidad ductilidad vTrs) de cada hoja de acero laminado en caliente se enumeran en la tabla 3-1 y tabla 3-2.
Téngase en cuenta que el ensayo de tracción se hizo conforme a JIS Z 2241, y el ensayo de expansión del orificio se hizo conforme a The Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T1001. La relación de intensidad al azar de rayos X se midió con un paso de 0,5µm en la porción central del espesor de la hoja entre las posiciones de 3/8 a 5/8 de espesor de hoja desde la superficie de la hoja de acero en las secciones transversales paralelas a la dirección de la laminación y la dirección del espesor hoja utilizando la DRDE antes descrita. Además, el valor de r en cada
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