ES2678918T3

ES2678918T3 - Hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita que tiene una excelente trabajabilidad isotrópica y método de fabricación de la misma

Info

Publication number: ES2678918T3
Application number: ES12763134.9T
Authority: ES
Inventors: Tatsuo Yokoi; Hiroshi Shuto; Riki Okamoto; Nobuhiro Fujita; Kazuaki Nakano; Takeshi Yamamoto
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2011-03-31
Filing date: 2012-03-29
Publication date: 2018-08-20
Anticipated expiration: 2032-03-29
Also published as: CA2827844C; MX2013009507A; CN103443320A; US20130319582A1; KR101539162B1; WO2012133636A1; BR112013024166B1; US10364478B2; TW201247894A; KR20130125824A; CN103443320B; US20170130294A1; EP2692894A1; TWI460289B; JP5376089B2; PL2692894T3; US9587287B2; JPWO2012133636A1; EP2692894B1; CA2827844A1

Abstract

Una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotrópica, que consta de: en % de masa C: mayor que de 0,07 a 0,2%; Si: 0,001 a 2,5%; Mn: 0,01 a 4%; P: 0,15% o menos (no incluyendo 0%); S: 0,03% o menos (no incluyendo 0%); N: 0,01% o menos (no incluyendo 0%); Al: 0,001 a 2% opcionalmente comprendiendo además: un tipo o dos o más tipos de en % de masa, Ti: 0,015 a 0,18%, Nb: 0,005 a 0,06%, Cu: 0,02 a 1,2%, Ni: 0,01 a 0,6%, Mo: 0,01 a 1%, V: 0,01 a 0,2%, y Cr: 0,01 a 2%, comprendiendo además opcionalmente: un tipo o dos o más tipos de en % de masa, Mg: 0,0005 a 0,01%, Ca: 0,0005 a 0,01%, y REM: 0,0005 a 0,1% y/o opcionalmente comprendiendo además: en % de masa, B: 0,0002 a 0,002%; y el equilibrio siendo Fe e impurezas inevitables, en donde un valor medio de densidades de polos del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> representado por las respectivas orientaciones de cristal {100}<011>, 116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110> en una porción central del espesor de la hoja siendo un intervalo de 5/8 a 3/8 en espesor de la hoja desde la superficie de la hoja de acero es 4,0 o menos, y una densidad de polos de la orientación del cristal {332}<113> es 4,8 o menos, un diámetro medio del grano de cristal es 10 mm o menor y una temperatura de transición de aparición de fractura Charpy vTrs es -20º C o menor, y una microestructura está compuesta de más del 5% al 35% o menos en una fracción estructural de ferrita proeutectoide y un equilibrio de fase de generación de transformación a baja temperatura.

Description

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

DESCRIPCION

Hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita que tiene una excelente trabajabilidad isotropica y metodo de fabricacion de la misma

[Campo Tecnico]

La presente invencion se refiere a una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita que tiene una excelente trabajabilidad isotropica y al metodo de fabricacion de la misma.

Esta aplicacion esta basada en y reivindica el beneficio de prioridad de la anterior Solicitud de Patente Japonesa N° 2011-079658, presentada el 31 de Marzo de 2011.

[Tecnica anterior]

En los ultimos anos, para la reduccion de peso en diversos miembros con el deseo de mejorar la eficiencia del combustible de un automovil se ha promovido una reduccion del espesor mediante la consecucion de una hoja de acero de alta resistencia de una aleacion de acero o similar y la aplicacion de un metal ligero tal como una aleacion de Al. No obstante, en comparacion con un metal pesado tal como acero, el metal ligero tal como la aleacion de Al tiene la ventaja de que la resistencia especlfica es alta, pero tiene la desventaja de ser significativamente cara. Por lo tanto, la aplicacion de un metal ligero tal como una aleacion de Al ha sido limitada a un uso especial. De este modo, con el fin de promover la reduccion del peso en diversos miembros de una forma mas barata y amplia, ha sido necesaria la reduccion del espesor logrando la alta resistencia de una hoja de acero.

La consecucion de una alta resistencia de una hoja de acero causa el deterioro de las propiedades del material tal como la conformabilidad (trabajabilidad) en general. Por lo tanto, como se consigue una alta resistencia sin deteriorar las propiedades del material es importante en el desarrollo de una hoja de acero de alta resistencia. Particularmente, una hoja de acero usada como un miembro del automovil tal como un miembro de hoja interior, un miembro de la estructura, o un miembro inferior es requerido para tener flexibilidad, trabajabilidad de brida elastica, trabajabilidad de desbarbado, ductilidad, durabilidad de fatiga, resistencia a los impactos, resistencia a la corrosion, y as! de acuerdo con su uso. Es importante como estas propiedades del material y la propiedad de alta resistencia fueran mostradas de una manera altamente dimensional y bien equilibrada.

Particularmente, entre las piezas de un automovil, una pieza obtenida trabajando una hoja de material como una materia prima y que muestra una funcion como un rotor, tal como un tambor o un soporte que constituyen una transmision automatica, por ejemplo, es una pieza importante que sirve como un mediador de transmision de la salida del motor a un eje. Tal pieza que muestra una funcion como un rotor es requerida que tenga circularidad como una forma y una homogeneidad del espesor de la hoja en una direccion circunferencial con el fin de disminuir la friccion y similar. Ademas, para formar tal pieza, se usan los metodos de formacion tales como desbarbado, estirado, embuticion, bombeo, y se da una gran importancia tambien a la ductilidad ultima tipificada por la elongacion local.

Ademas, con respecto a una hoja de acero usada para tal miembro es necesario mejorar una propiedad de que la hoja de acero este formada y despues sea aplicada a un automovil como una pieza y despues que el miembro no sea facilmente roto incluso cuando este sometido a un impacto causado por una colision o similar. Ademas, con el fin de asegurar la resistencia a impacto en un distrito frlo es tambien necesario mejorar la tenacidad a baja temperatura. Esta tenacidad a baja temperatura esta definida por vTrs (una temperatura de transition de apariencia de fractura Charpy) o similar. Por este motivo tambien es necesario considerar la resistencia a impacto propiamente dicha del miembro de acero antes descrito.

Esto es, una hoja de acero delgada para una pieza requerida para tener una uniformidad de espesor de la hoja tal como la pieza antes descrita es requerida que tenga, ademas de una excelente trabajabilidad, una isotropla plastica y una tenacidad como propiedades muy importantes.

Con el fin de conseguir la propiedad de alta resistencia y las diversas propiedades del material tales como la conformabilidad en particular, como antes, en el Documento 1 de la Patente, por ejemplo, se ha descrito un metodo de fabricacion de una hoja de acero en el que una estructura de acero esta hecha del 90% o mas de ferrita y un resto de bainita para de este modo conseguir una alta resistencia, ductilidad, y expansibilidad de los taladros. No obstante, con respecto a una hoja de acero fabricada por la aplicacion de la tecnica descrita en el Documento 1 de la Patente, la isotropla plastica no esta mencionada en absoluto. Con la condition de que la hoja de acero fabricada en el Documento 1 de la Patente se aplique a una pieza a la que se requiera que tenga circularidad y homogeneidad del espesor de la hoja en una direccion circunferencial, se produce una disminucion en la production debida a una falsa vibration y/o perdida de friccion causada por una excentricidad de la pieza.

Ademas, en los Documentos 2 y 3 de la Patente se ha descrito una tecnica de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia a traction a la que se ha proporcionado una alta resistencia y una excelente conformabilidad de brida elastica anadiendo Mo y haciendo precipitados finos. No obstante, una hoja de acero a la cual se han aplicado las tecnicas descritas en los Documentos 2 y 3 de la Patente ha de tener un 0,07% o mas de Mo que es un elemento de aleacion anadido, y por lo tanto existe el problema de que su coste de fabricacion es alto.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Ademas, en la tecnica descrita en los Documentos 2 y 3 de la Patente tambien, la isotropla plastica no se menciona en absoluto. En el caso en que las tecnicas en los Documentos 2 y 3 de la Patente sean tambien aplicadas a una pieza a la que se requiera que tenga circularidad y homogeneidad del espesor de la hoja en una direccion circunferencial, se produce una disminucion en la production debida a una falsa vibration y/o perdida de friction causada por una excentricidad de la pieza.

Por otra parte, con respecto a la isotropla plastica de la hoja de acero, es decir una disminucion en la anisotropla plastica en el Documento 4 de la Patente, por ejemplo, se ha descrito una tecnica en la que estan combinados el laminado sinfln y el laminado lubricado, y por lo tanto se regula una textura de austenita en una capa de cizallamiento de una capa de la superficie y disminuye la anisotropla en plano un valor r (valor Lankford). No obstante, con el fin de realizar el laminado lubricado con un pequeno coeficiente de friccion en toda la longitud de una bobina, es necesario el laminado sinfln para impedir el fallo de mordedura causado por un deslizamiento entre una mordedura en el rodillo y un material de hoja laminada durante el laminado. No obstante, con el fin de aplicar esta tecnica, es necesaria la inversion en instalaciones tales como un aparato de union de barra rugosa, una cizalla de despuntes de alta velocidad, y as! sucesivamente, y as! la carga es grande.

Ademas, en el Documento 5 de la Patente, por ejemplo, se ha descrito una tecnica en la que Zr, Ti, y Mo se anaden de forma completa y el laminado final se termina a una alta temperatura de 950° C o mayor, y de este modo se obtiene una resistencia de 780 MPa o mas, la anisotropla de un valor r es pequena, y se consiguen la conformabilidad de brida elastica y una gran capacidad de estirado. No obstante, el 0,1% o mas de Mo que hace la aleacion mas cara, es necesario que sea anadido, y de este modo existe el problema de que el coste de fabrication es alto.

Ademas, un estudio de la mejora de la tenacidad a baja temperatura de una hoja de acero ha sido avanzado hasta ahora, pero una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia de tipo que contiene bainita que tiene una excelente trabajabilidad isotropica tiene una alta resistencia, muestra una isotropla plastica, mejora la expansibilidad de los agujeros, y ademas consigue tambien una tenacidad a baja temperatura no ha sido descrita en los Documentos 1 a 5 de la Patente. Tambien la EP 1.327.695 A1 describe un acero laminado en caliente con una alta resistencia.

[Documento de la tecnica anterior]

][Documento de la Patente]

Documento 1 de Patente: Publication de la Patente Japonesa abierta a la inspection publica N° H6-293910. Documento 2 de Patente: Publicacion de la Patente Japonesa abierta a la inspeccion publica N° 2002322540.

Documento 3 de Patente: Publicacion de la Patente Japonesa abierta a la inspeccion publica N° 2002322541.

Documento 4 de Patente: Publicacion de la Patente Japonesa abierta a la inspeccion publica N° H10-183255. Documento 5 de Patente: Publicacion de la Patente Japonesa abierta a la inspeccion publica N° 2006124789.

[Description de la Invention]

[Problemas que resuelve la Invencion]

La presente invencion ha sido inventada en consideration de los problemas antes descritos, y tiene el objeto de proporcionar una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita que tiene una alta trabajabilidad isotropica que tiene una alta resistencia, es aplicable a un miembro que debe tener trabajabilidad, expansibilidad, flexibilidad, uniformidad y circularidad del estricto espesor de la hoja despues de trabajar, y tenacidad a baja temperatura, y tiene un grado de hoja de acero de clase 540 MPa o mas, y un metodo de fabricacion capaz de fabricar la hoja de acero de forma no cara y estable.

[Medios para resolver los problemas]

Con el fin de resolver los problemas antes descritos los presentes inventores proponen una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita que tiene una alta trabajabilidad isotropica y un metodo de fabricacion definido en las reivindicaciones.

[Efecto de la Invencion]

De acuerdo con la presente invencion se ha provisto una hoja de acero aplicable a un miembro que tenga trabajabilidad, expansibilidad de los agujeros, flexibilidad, uniformidad y circularidad del estricto espesor de la hoja despues de trabajar, y tenacidad a baja temperatura, (un miembro interior de la hoja, un miembro de la estructura, un miembro inferior de la carrocerla, un miembro de automovil tal como una transmision, y miembros para la construction naval, construction, puentes, estructuras en mar abierto, recipientes a presion, tuberlas, y piezas de maquinas, y as! sucesivamente). Ademas, de acuerdo con la presente invencion, se ha fabricado una hoja de acero de alta resistencia que tiene una excelente tenacidad a baja temperatura y una clase de 540 MPa o mas de forma no cara y estable.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

[Breve descripcion de los dibujos]

[Figura 1] La Figura 1 es una vista que muestra la relacion entre un valor medio de las densidades de polos del grupo de orientacion {100}<011> a {223}<110> e isotropia (1/|a|);

[Figura 2] La Figura 2 es una vista que muestra la relacion entre una densidad de polos {332}<113> de la orientacion del cristal y un indice isotropico (1/ |a| );

[Figura 3] La Figura 3 es una vista que muestra la relacion entre un diametro de grano de cristal medio (pm) y vTrs(° C); y

[Figura 4] La Figura 4 es una vista explicativa de una linea continua de laminado en caliente.

[Modo para realizar la invencion]

Como una realizacion que realiza la presente invencion, se explicara en detalle una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita y que tiene una excelente trabajabilidad isotropica, (que simplemente sera llamada una “hoja de acero laminado en caliente” a partir de ahora). Incidentalmente, el % de masa relacionada con una composition quimica es simplemente descrito como %.

Los presentes inventores han estudiado formalmente la hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita para la aplicacion a un miembro que deba tener trabajabilidad, expansibilidad de los agujeros, flexibilidad, uniformidad y circularidad del estricto espesor de la hoja despues de trabajar, y tenacidad a baja temperatura, en terminos de trabajabilidad y posterior consecution de la isotropia y la tenacidad a baja temperatura. Como resultado, se obtuvieron los nuevos conocimientos siguientes.

Primeramente, para obtener la isotropia (anisotropia decreciente) se evita la formation de una textura de transformation a partir de la austenita no recristalizada, que es la causa de la anisotropia. Con el fin de conseguirlo es necesario promover la recristalizacion de la austenita despues de la finalization de la lamination. Como sus medios, son efectivos un plan de paso optimo de laminado en el laminado de termination y la consecucion de una alta temperatura de una temperatura de laminacion.

A continuation, para mejorar la tenacidad a baja temperatura, haciendo granos finos en cada fractura de una fractura fragil, o sea el refinado del grano en cada microestructura es efectivo. Para esto, es efectivo aumentar los sitios de nucleacion de a en el momento de transformacion de g a a, y es necesario aumentar los Kmites del grano de cristal de austenita que pueden ser los sitios de nucleacion y la densidad de dislocation.

Como sus medios, se hace necesario realizar el laminado en una temperatura del punto de transformacion g a a o mayor y a una temperatura lo mas baja posible, es decir para hacer que la austenita permanezca no recristalizada y en un estado de una fraction de no recristalizacion que sea alta, causan la transformacion g a a. Esto es porque los granos de austenita despues de la recristalizacion crecen rapidamente a una temperatura de recristalizacion, se hacen gruesos durante un tiempo extremadamente corto, y se hacen gruesos incluso en una fase a despues de la transformacion g a a para de este modo provocar un deterioro significativo de la tenacidad.

Los presentes inventores inventaron un metodo de laminado en caliente totalmente nuevo capaz de, a un nivel mas alto, equilibrar la isotropia y la tenacidad a baja temperatura, que fueron consideradas dificiles de conseguir debido a que dieron lugar a unos estados opuestos entre si por un medio normal de laminacion en caliente.

Primero, en cuanto a la isotropia, los presentes inventores obtuvieron el siguiente conocimiento con respecto a la relacion entre isotropia y textura.

Con el fin de obtener la uniformidad y circularidad del espesor de la hoja que satisfacen una propiedad de la pieza en un estado en el que la hoja de acero permanece trabajada sin estar sometida a procesos de ajuste y corte, al menos es necesario que un indice isotropico (=(1/ |a| ) sea 3,5 o mas.

Aqui, el indice isotropico se obtiene en una manera en que la hoja de acero es trabajada en una pieza de ensayo N° 5 descrita en JIS Z 2201 y la pieza de ensayo esta sometida a un ensayo por el metodo descrito en JIS Z 2241. Al ser 1/|a| el indice isotropico definido como Ar = (rL-2xr45+rC)/2, en donde las relaciones de tension plastica (valores r: valores Lankford) en una direction de laminacion, en una direction de 45° con respecto a la direction de laminacion, y en una direccion de 90° con respecto a la direccion de laminacion (direccion de la anchura de la hoja) estan definidos como rL, r45, y rC respectivamente.

(Orientacion del cristal)

Como se muestra en la Figura 1, el indice isotropico (=(1/|a|) satisface 3,5 o mas en tanto que un valor promedio de densidades de polos del {100}<011> al {223}<110> grupo de orientacion representado por las respectivas orientaciones de cristal de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110> en una portion del centro del espesor de la hoja, siendo un intervalo de 5/8 a 3/8 en el espesor de la hoja desde la superficie de la hoja de acero 4,0 o menor. En tanto que el indice isotropico es 0,6 o mas

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

deseablemente, la uniformidad y circularidad del espesor de la hoja que suficientemente satisfacen la propiedad de la pieza en un estado en el que la hoja de acero permanece trabajada puede ser obtenida aun cuando se consideren las variaciones en una bobina. Por lo tanto, el valor medio de las densidades de polos del grupo de orientacion {100}<011 > a {223}<110> es deseablemente 2,0 o menor.

La densidad de polos es sinonimo con una relacion de intensidad aleatoria de rayos X. La densidad de polos (relacion de intensidad aleatoria de rayos X) es un valor numerico obtenido midiendo las intensidades de los rayos X de la muestra normal no teniendo concentracion en una orientacion especlfica y una muestra de ensayo en las mismas condiciones por difractometrla de rayos X o similar y dividiendo la intensidad de los rayos X de la muestra de ensayo por la intensidad de los rayos X de la muestra normal. Esta densidad de polos puede ser medida por cualquiera de la difractometrla de rayos X, un metodo EBSP (Patron de Dispersion de Electrones), y un metodo ECP (Patron de Canalizacion de Electrones).

En cuanto a la densidad de polos del grupo de orientacion de {100}<011 > a {223}<110>, por ejemplo, las densidades de polos de las respectivas orientaciones {100}<011 >, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> son obtenidas a partir de una textura tridimensional (ODF) calculada por un metodo de expansion de la serie usando una pluralidad (preferiblemente tres o mas) de figuras fuera de las figuras de polos de {110}, {100}, {211}, y {310} medidas por el metodo, y estas densidades de polos estan promediadas aritmeticamente, y de este modo se obtiene la densidad de polos del grupo de orientacion antes descrito. Incidentalmente, cuando es imposible obtener las intensidades de todas las orientaciones antes descritas, la media aritmetica de las densidades de polos de las respectivas orientaciones {100}<011 >, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> pueden tambien ser usadas como un sustituto.

Por ejemplo, para la densidad de polos de cada una de las orientaciones del cristal antes descritas, cada una de las intensidades de (001)[1-10], (116)[1-10], (114)[1-10], (113)[1-10], (112)[1-10], (335)[1-10], y (223)[1-10] en una seccion recta f2 = 45° en la textura tridimensional puede ser usada como es.

Similarmente, como se muestra en la Figura 2, en tanto que la densidad de polos de la orientacion del cristal {332}<113> en la porcion del centro del espesor de la hoja siendo el intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de la hoja desde la superficie de la hoja de acero es 4,8 o menor, el Indice isotropico satisface 3,5 o mas. En tanto que el Indice isotropico sea 6,0 o mas deseablemente, la uniformidad y circularidad que el espesor de la hoja satisface suficientemente la propiedad de la pieza en un estado en el que la hoja de acero permanece trabajada puede ser obtenida aunque se consideren las variaciones en una bobina. Por lo tanto, la densidad de polos de la orientacion {332}<113> del cristal es deseablemente 3,0 o menor.

Con respecto a la muestra para ser sometida a la difractometrla de rayos X, el metodo EBSP, o el metodo ECP, la hoja de acero es reducida en espesor hasta un espesor de la hoja predeterminado desde la superficie mediante un pulido mecanico o similar. A continuation, la tension es retirada por pulido qulmico, pulido electrolltico, o similar, y la muestra es fabricada de tal manera que en el intervalo de 5/8 a 3/8 del espesor de la hoja, un plano apropiado se convierte en un plano de medicion. Por ejemplo, en una pieza de acero de un tamano de 30 mmf cortado desde la position de 1/4W o 3/4W de la anchura W de la hoja, se realiza el rectificado con un acabado fino (rugosidad media en la llnea central Ra: 0,4a a 1,6a). A continuacion mediante un pulido qulmico o electrolltico se elimina la tension, y es fabricada la muestra para ser sometida a la difractometrla de rayos X. Con respecto a la direction de la anchura de la hoja, la pieza de acero es deseablemente cogida desde, de la hoja de acero, la posicion de 1/4 o 3/4 desde una porcion extrema.

Como un caso de rutina la densidad de polos satisface el intervalo limitado de densidad de polos anteriormente descrito no solamente en la porcion del centro del espesor de la hoja en donde el intervalo es de 5/8 a 3/8 del espesor de la hoja desde la superficie de la hoja de acero, pero tambien en tantas posiciones de espesor como sea posible, y de este modo el rendimiento ductil local (elongation local) es ademas mejorado. No obstante, se mide el intervalo de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la hoja de acero para de este modo hacer posible representar generalmente la propiedad del material de toda la hoja de acero. De este modo, del 5/8 al 3/8 del espesor de la hoja se define como el intervalo de medicion.

Incidentalmente, la orientacion del cristal representada por {hkl}<uvw> significa que la direccion normal del plano de la hoja de acero es paralelo a <hkl> y la direccion de lamination es paralela a <uvw>. Con respecto a la orientacion del cristal, normalmente, la orientacion vertical al plano de la hoja esta representada por [hkl] o {hkl} y la orientacion paralela a la direccion de laminado esta representada por (uvw) o <uvw>. {hkl}, <uvw>, y as! sucesivamente son unos terminos genericos para los planos equivalentes, y [hkl], (uvw) cada uno indica un plano individual de cristal. Esto es, en la presente invention una estructura cubica de cuerpo centrado esta en el objetivo, y de este modo, por ejemplo, los planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), y (-1-1-1) son equivalentes a hacer imposible hacerlos diferentes. En tal caso, estas orientaciones se refieren generalmente a {111}. En una representation ODF, [hkl](uvw) tambien se usa para representar orientaciones de otras estructuras de cristal de baja simetrla, y as! es general representar cada orientacion como [hkl](uvw), pero en la presente invencion [hkl](uvw) y {hkl}<uvw> son sinonimos entre si. La medida de la orientacion de cristal por un rayo X es realizada de acuerdo con

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

el metodo descrito en, por ejemplo, Cullity, Elementos de difraccion de rayos X, nueva edicion (publicada en 1986, traducida por MATSUMURA, Gentaro, publicada por AGNE Inc) en las paginas 274 a 296.

(Diametro medio del grano de cristal)

A continuacion los presentes inventores examinaron la tenacidad a baja temperatura.

La Figura 3 muestra la relacion entre el diametro de un grano de cristal promedio y vTrs (una temperatura de transicion de apariencia de fractura de Charpy). A medida que el diametro medio del grano de cristal es menor, vTrs se hace bajo en temperatura, y la tenacidad a baja temperatura es mejorada. En tanto que el diametro medio del grano de cristal es 10 pm o menor, vTrs se hace -20° C o menor como un objetivo, y as! la presente invencion es durable lo suficiente para ser usada en un lugar frlo.

Incidentalmente, la tenacidad a baja temperatura fue evaluada por vTrs (la temperatura de transicion de apariencia de fractura Charpy) obtenida por una prueba de impacto Charpy de muesca en V. En el ensayo de impacto de Charpy de muesca en V, una pieza de ensayo fue hecha basada en la JISZ2202 y el ensayo fue realizado de acuerdo con el contenido definido en JISZ2242, y se midio vTrs.

Ademas, la tenacidad a baja temperatura esta grandemente afectada por el diametro medio del grano de cristal de la estructura, y de este modo fue tambien realizada la medicion del diametro medio del grano de cristal en la porcion central del espesor de la hoja. Se corto una micromuestra para tener un diametro del grano de cristal y su microestructura fue medida usando el EBSP-OIM™ (Microscopia de Imagen de Orientacion de Patron de Difraccion de Dispersion de Electrones). La micromuestra fue pulida usando un sllice coloidal abrasivo durante 30 a 60 minutos para ser hecho y fue sometida a una medicion EBSp en las condiciones de medicion de 400 aumentos, un area de 160 pm x 256 pm, y un paso de medicion de 0,5 pm.

El metodo EBSP-OIM™ esta constituido por un dispositivo y soporte logico en donde una muestra altamente inclinada en un microscopio electronico de exploracion (SEM) es irradiado con haces de electrones, un patron Kikuchi formado por retrodispersion es fotografiado por una camara de alta sensibilidad y la imagen es procesada por un computador, y de este modo se mide una orientacion del cristal durante un corto perlodo de tiempo.

En el metodo EBSP es posible analizar cuantitativamente una microestructura y una orientacion del cristal de una superficie de una muestra a granel. Un area de analisis del metodo EBSP es un area capaz de ser observada por el SEM. Es posible analizar el area con una resolution minima de 20 nm por el metodo EBSP, dependiendo de la resolucion del SEM. El analisis se realiza correlacionando un area para ser analizada con decenas de miles de puntos igualmente espaciados en la cuadrlcula. Es posible ver las distribuciones y los tamanos de la orientacion de los granos de cristal dentro de la muestra en un material policristalino.

En la presente invencion, a partir de una imagen correlacionada en una manera en la que una diferencia de orientacion entre los granos de cristal es definida como siendo 15° un valor umbral de un llmite de grano de gran angulo de inclination reconocido generalmente como un llmite del grano de cristal, los granos de cristal fueron visualizados y se obtuvo el diametro medio del grano de cristal. Aqul, el “diametro medio del grano de cristal” es un valor obtenido por el EBSP-OIM™.

Como se ha descrito antes, los presentes inventores revelaron los requerimientos respectivos necesarios para que la hoja de acero obtenga la isotropla y la tenacidad a baja temperatura.

El diametro medio del grano de cristal directamente relacionado con la tenacidad a baja temperatura se hace pequeno cuando una temperatura de termination de laminado es mas baja, y de este modo se mejora la tenacidad a baja temperatura. No obstante, el valor medio de las densidades de polos del grupo de orientacion de {100}<011> a {223}<110> en la porcion central del espesor de la hoja que corresponde a 5/8 a 3/8 desde la superficie de la hoja de acero y la densidad de polos de la orientacion del cristal {332}<113> que son uno de los factores de control de la isotropla, estan inversamente correlacionados con el diametro medio del grano de cristal. Es decir, es la relacion en la que cuando el diametro medio del grano de cristal es disminuido con el fin de mejorar la tenacidad a baja temperatura, el valor medio de las densidades de polos del grupo de orientacion {100}<011 > a {223}<110> y la densidad de polos de la orientacion del cristal {332}<113> son incrementados y de este modo se deteriora la isotropia. La tecnica que consigue la isotropia y la tenacidad a baja temperatura no se han revelado hasta ahora en absoluto.

Los presentes inventores examinaron formalmente la hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita para la aplicacion a un miembro requerido para tener trabajabilidad, expansibilidad de los agujeros, flexibilidad, estricta uniformidad del espesor del acero y circularidad despues de trabajar, y una tenacidad a baja temperatura y permitir que la isotropia y la tenacidad a baja temperatura sean conseguidas y su metodo de fabrication. Como resultado, los presentes inventores pensaron en una hoja de acero laminado en caliente hecha de las siguientes condiciones y un metodo de facturacion de ella.

(Composition quimica)

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Primeramente, se explicaran los motivos para limitar una composition qulmica de la hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene vainita de la presente invention, (la cual sera a veces llamada en adelante una “hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion”).

C: mayor que 0,07 a 0,2%

C es un elemento que contribuye a aumentar la resistencia del acero, pero es tambien un elemento que genera carburo a base de hierro tal como cementita (Fe3C) para ser el punto de partida de la fisuracion en el momento de la expansion de agujeros. Cuando C es 0,07% o menor, no es posible obtener un efecto de mejora de la resistencia mediante una fase de generation de transformation a baja temperatura. Por otra parte, cuando C supera el 0,2%, la segregation en el centro se hace notable y se aumenta el carburo a base de hierro tal como cementita (Fe3C) para ser el punto de comienzo de la fisuracion en una superficie de corte secundaria en el momento del troquelado, resultando en que se deteriora una propiedad de troquelado. Por lo tanto, C se fija para ser mayor que 0,07 a 0,2%. Cuando se considera el equilibro entre la resistencia y la ductilidad, C es deseablemente el 0,15% o menor.

Si: 0,001 a 2,5%

Si es un elemento que contribuye a aumentar la resistencia del acero y tambien tiene una parte como un material desoxidante del acero fundido, y as! es anadido de acuerdo con las necesidades. Cuando Si es el 0,001% o mas, se muestra el efecto antes descrito, pero cuando Si supera el 2,5% un efecto de aumento de la resistencia esta saturado. Por lo tanto, Si se fija en 0,001 a 2,5%.

Ademas, cuando es mayor que el 0,1%, Si, con un aumento en el contenido, suprime la precipitation del carburo basado en hierro tal como la cementita y contribuye a mejorar la resistencia y a mejorar la expansibilidad de los agujeros. No obstante, cuando Si supera el 1,0%, un efecto de supresion de la precipitacion del carburo basado en hierro es saturado. Por lo tanto, es preferible que Si sea superior que 0,1 a 1,0%.

Mn: 0,01 a 4%

Mn es un elemento que contribuye a mejorar la resistencia mediante un reforzamiento de la resistencia en una solution solida y se anade un enfriamiento rapido de acuerdo con las necesidades. Cuando Mn es menor del 0,01% su efecto de adicion no puede ser obtenido, y cuando Mn excede el 4%, por otra parte, el efecto de adicion esta saturado, y as! Mn se fija del 0,01 al 4%.

Con el fin de suprimir la ocurrencia de la fisuracion en caliente por S, cuando otros elementos que no son Mn no son suficientemente anadidos, la cantidad de Mn que permite que la cantidad de Mn (% de masa) ([Mn]) y la cantidad de S (% de masa) ([S]) satisfaga [Mn]/[S] > 20 es deseablemente anadida. Ademas Mn es un elemento que, con un aumento en el contenido, expande una temperatura en la zona de la austenita a un lado de baja temperatura, mejora la templabilidad, y facilita la formation de una estructura de transformacion de enfriamiento continuo que tiene un desbarbado excelente. Cuando Mn es menor del 1%, este efecto no se muestra facilmente, y as! Mn es deseablemente 1% o mas.

P: 0,15% o menor

P es una impureza contenida en el hierro fundido, y es un elemento que es segregado en los llmites de grano y disminuye la tenacidad. Por este motivo es deseable que P sea menor, y cuando excede el 0,15%, P afecta adversamente a la trabajabilidad y la soldabilidad, y por lo tanto P se fija en 0,15% o menos. Particularmente, cuando se consideran la expansibilidad de los agujeros y la soldabilidad es deseable que P sea el 0,02% o menor. Incidentalmente, es diflcil fijar P en 0% en terminos de operation, y por lo tanto el 0% no esta incluido.

S: 0,03% o menor

S es una impureza contenida en el hierro fundido, y es un elemento que no solo causa la fisuracion en el momento de la lamination en caliente sino que tambien genera una inclusion basada en A que deteriora la expansibilidad de los agujeros. Por este motivo, S deberla ser disminuido todo lo posible, pero en tanto que S sea el 0,03% o menor, cae dentro del intervalo permisible, y de este modo S se fija en 0,03% o menor. No obstante, cuando la expansibilidad de los agujeros en tal medida es necesaria, S es preferiblemente el 0,01% o menor, y es mas preferiblemente el 0,005% o menor. Incidentalmente, es diflcil fijar S en 0% en terminos de operacion, y por lo tanto 0% no esta incluido.

Al: 0,001 a 2%

Para la desoxidacion del acero fundido en un proceso de refinamiento del acero, se anade el 0,001% o mas de Al, pero el llmite superior se fija en el 2% debido a un aumento del coste. Cuando Al es anadido en grandes cantidades, se aumenta el contenido de las inclusiones no metalicas y la ductilidad y la tenacidad se deterioran, y por lo tanto Al es deseablemente el 0,06% o menor. Ademas, deseablemente es el 0,04% o menor.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Al es un elemento que tiene una funcion de supresion de la precipitacion del carburo basado en hierro tal como cementita en la estructura, similarmente a Si. Para obtener este efecto de funcion, Al es deseablemente el 0,016% o mas. Es ademas deseable del 0,016% al 0,04%.

N: 0,01% o menos

N es un elemento que deberla ser disminuido lo mas posible, pero en tanto que N sea el 0,01% o menor, cae dentro de un intervalo permisible. En terminos de resistencia al envejecimiento, no obstante, N es deseablemente el 0,005% o menor. Incidentalmente, es diflcil fijar N en 0% en terminos de operacion, y por lo tanto 0% no se incluye.

La hoja de acero laminado en caliente de la presente invention puede tambien contener un tipo o dos o mas tipos de Ti, Nb, Cu, Ni, Mo, V, y Cr de acuerdo con las necesidades. La hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion puede tambien contener ademas un tipo o dos o mas tipos de Mg, Ca, y REM.

En adelante, se explicaran los motivos para limitar las composiciones qulmicas de los elementos antes descritos.

Ti, Nb, Cu, Ni, Mo, V, y Cr son cada uno un elemento que mejora la resistencia por fortalecimiento de la precipitacion o fortalecimiento de la solution solida, y pueden ser anadidos un tipo o dos o mas tipos de estos elementos.

No obstante, cuando Ti es menor de 0,015%, Nb es menor de 0,005%, Cu es menor de 0,02%, Ni es menor de 0,01%, Mo es menor de 0,01%, V es menor de 0,01%, y Cr es menor de 0,01%, sus efectos de adicion no pueden ser obtenidos suficientemente.

Por otra parte, cuando Ti es mayor de 0,18%, Nb es mayor de 0,06%, Cu es mayor de 1,2%, Ni es mayor de 0,6%, Mo es mayor de 1%, V es mayor de 0,2%, y Cr es mayor de 2%, los efectos de adicion estan saturados y la eficiencia economica disminuye. Por lo tanto, es deseable que Ti sea del 0,015 al 0,18%, Nb sea del 0,005 al 0,6%, Cu sea del 0,02 al 1,2%, Ni sea del 0,01 al 0,6%, Mo sea del 0,01 al 1%, V sea del 0,01 al 0,2%, y Cr sea del 0,01 al 2%.

Mg, ca, y REM (elemento de tierras raras) es cada uno un elemento que controla la forma de las inclusiones no metalicas para ser el punto de fractura para causar el deterioro de la trabajabilidad y mejora la trabajabilidad, y un tipo o dos o mas tipos de estos elementos pueden tambien ser anadidos. Cuando Mg, Ca, y REM son cada uno menos del 0,0005%, sus efectos de adicion no se muestran.

Por otra parte, cuando Mg es mayor del 0,01%, Ca es mayor del 0,01%, y REM es mayor del 0,1%, los efectos de adicion estan saturados y disminuye la eficiencia economica. Por lo tanto, es deseable que Mg sea del 0,0005 al 0,01%, Ca sea del 0,0005 al 0,01%, y REM sea del 0,0005 al 0,1%.

Incidentalmente, la hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion puede tambien contener el 1% o menos en total de un tipo o dos o mas tipos de Zr, Sn, Co, Zn, y W dentro de un intervalo que no perjudique las caracterlsticas de la hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion. No obstante, Sn es deseablemente el 0,05% o menos con el fin de suprimir la ocurrencia de un fallo en el momento de la lamination en caliente.

B: 0,0002 a 0,002%

B es un elemento que aumenta la templabilidad y aumenta una fraction estructural de la fase de generation de la transformation a baja temperatura que es una fase dura y as! se anade de acuerdo con las necesidades. Cuando B es menor que 0,0002%, su efecto de adicion no puede ser obtenido, y cuando B supera el 0,002%, por otra parte, el efecto de adicion es saturado, y ademas existe un riesgo de que la recristalizacion de la austenita en el laminado en caliente sea suprimida y la textura de transformacion g a a a partir de la austenita no recristalizada sea reforzada para deteriorar la isotropla. Por lo tanto, B se fija de 0,0002 a 0,002%.

Ademas, B tambien es un elemento que causa la fisuracion de la losa en un proceso de enfriamiento despues de una colada continua, y desde este punto de vista, es deseablemente del 0,0015% o menor. Es deseablemente de 0,001 a 0,0015%.

(Microestructura)

A continuation se explicaran en detalle los factores metalurgicos tales como una microestructura de la hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion.

La microestructura de la hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion esta compuesta por un 35% o menos en una fraccion estructural de ferrita proeutectoide y un equilibrio de la fase que genera la transformacion a baja temperatura. La fase que genera una transformacion a baja temperatura significa una estructura de transformacion en frlo continua, y es una estructura reconocida como bainita en general.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Generalmente, las hojas de acero que tienen la misma resistencia a traccion son comparadas, y entonces en donde una microestructura es una estructura uniforme ocupada por una estructura tal como la estructura de transformation en frlo continua, la microestructura muestra una tendencia que es excelente en la elongation local como esta tipificado por un valor de expansion de agujeros, por ejemplo. En donde la microestructura es una estructura compuesta formada por ferrita proeutectoide que es una fase suave y una fase de generation de transformacion dura a baja temperatura (estructura de transformacion en frlo continua, que incluye martensita en MA), la microestructura muestra una tendencia a ser excelente en la elongacion uniforme que esta tipificada por coeficiente de valor n de endurecimiento del trabajo.

En la hoja de acero laminado en caliente de la presente invention la microestructura esta disenada para ser la estructura compuesta formada por el 35% o menos en una fraction estructural de ferrita proeutectoide y un equilibrio de la fase de generacion de transformacion a baja temperatura con el fin de equilibrar por ultimo la elongacion local como esta tipificado por la flexibilidad y la elongacion uniforme.

Cuando la ferrita proeutectoide es mayor del 35% la flexibilidad que es un Indice de la elongacion local disminuye significativamente, pero la elongacion uniforme no esta tan mejorada, y de este modo el equilibrio entre la elongacion local y la elongacion uniforme se deteriora. El llmite inferior de la fraccion estructural de ferrita proeutectoide no esta limitado en particular, pero cuando la fraccion es el 5% o menor, una disminucion de la elongacion uniforme se hace significativa, y de este modo la fraccion estructural de ferrita proeutectoide es preferiblemente mayor del 5%.

La estructura de transformacion en frlo continua (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura) de la hoja de acero laminado en caliente de la presente invencion es una microestructura definida como una estructura de transformacion situada en la mitad de una estructura que contiene ferrita poligonal y perlita para ser generadas por un mecanismo difusivo y martensita para ser generada por un mecanismo de cizallamiento no difusivo, como esta descrito en el Instituto del Hierro y el Acero de Japon, la Sociedad de investigation basica, Comite/Edicion de Investigation de la Bainita; Investigacion Reciente sobre Microsestructuras Bainlticas y Comportamiento de la Transformacion de Aceros de Bajo Carbon - Informe Final del Comite de Investigacion de la Bainita (en 1994, El Instituto del Hierro y el Acero de Japon) (“literatura de referenda”).

Esto es, la estructura de transformacion en frlo continua (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura) es definida como una microestructura principalmente compuesta por ferrita bainltica (a°B), Ferrita bainltica granular (ob), y Ferrita casi poligonal (aq), y que ademas contiene una pequena cantidad de austenita retenida (gr) y Martensita-austenita (MA) como esta descrito en la literatura de referencia antes descrita en las paginas 125 a 127 como una estructura de observation microscopica optica.

Incidentalmente, de forma similar a la ferrita poligonal (PF), una estructura interna de aq no aparece por decapado, pero una forma de aq es acicular, y esta definitivamente distinguida de PF. Aqul, de un grano de cristal apuntado, se fija una longitud periferica en lq y el diametro del clrculo equivalente se fija en dq, y despues un grano que tiene una relation (lq/dq) que satisface lq/dq > 3,5 es aq.

La estructura de transformacion en frlo continua (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura) de la hoja de acero laminada en caliente de la presente invencion es una microestructura que contiene un tipo o dos o mas tipos de a°B, aB, y aq. Ademas, la estructura de transformacion en frlo continua (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura) de la hoja de acero laminada en caliente de la presente invencion puede tambien ademas contener una pequena cantidad de gr y MA, o ambas de ellas, ademas de un tipo o dos o mas tipos de a°B, aB, y aq. Incidentalmente, el contenido total de gr y MA se fija en el 3% o menos en una fraccion estructural.

Hay a veces un caso en que la estructura de transformacion de enfriamiento continuo (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura) no es facilmente discernida por observacion por el microscopio optico en decapante usando un reactivo nital. En tal caso, se ha discernido usando el EBSP-OIM™. El metodo EBSP-OIM™ (Microscopia de imagen de orientation de patron de difraccion de dispersion de electrones) esta constituido por un dispositivo y soporte logico en el que una muestra altamente inclinada en un microscopio electronico de exploration (Microscopio Electronico de Exploracion) es irradiado con haces de electrones, un patron de Kikuchi formado por retrodispersion es fotografiado por una camara de alta sensibilidad y la imagen es procesada por un computador, y de este modo se mide una orientacion del cristal en un punto de irradiation durante un corto perlodo de tiempo.

En el metodo EBSP es posible analizar cuantitativamente una microestructura y una orientacion del cristal de una superficie de la muestra a granel. En tanto que un area para ser analizada por el metodo EBSP esta dentro de un area capaz de ser observada por el SEM, es posible analizar el area con una resolution minima de 20 nm, dependiendo de la resolucion del SEM.

El analisis por el metodo EBSP-OIM™ es realizado correlacionando un area para ser analizada a decenas de miles de puntos de la malla igualmente espaciados. Es posible ver las distribuciones de la orientacion del cristal y los

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

tamanos de los granos de cristal dentro de la muestra en un material policristalino. En la hoja de acero laminado de la presente invencion, un discernible a partir de una imagen correlacionada con una diferencia de orientacion entre paquetes definida como 15° puede tambien ser definido como un gran diametro de la estructura de transformacion en frlo continua (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura) por conveniencia. En este caso, un llmite de grano con una inclinacion de gran angulo que tiene una diferencia de orientacion del cristal de 15° o mas es definido como un llmite del grano.

Ademas, la fraccion estructural de ferrita proeutectoide fue obtenida por un metodo de Desorientacion Media de Kernel (KAM) estando equipado con el EBSP-OIMtm. El metodo KAM es el de un calculo en el que las diferencias de orientacion entre plxeles de primeras aproximaciones siendo contiguos seis plxeles de un cierto hexagono regular de datos de medidas, o las segundas aproximaciones siendo 12 plxeles posicionados fuera de los seis plxeles, o las terceras aproximaciones siendo 18 plxeles situados mas afuera de los 12 plxeles son promediadas y un valor obtenido se fija en un valor del pixel central, es realizado con respecto a cada pixel.

Este calculo se realiza para no exceder un llmite de grano, haciendo de este modo posible crear un mapa que representa un cambio de orientacion dentro de un grano. Esto es, este mapa representa una distribucion de tensiones basada en un cambio de orientacion local dentro de un grano. Hay que tener en cuenta que en el analisis la condicion de que en el EBSP-OIMtm la diferencia de orientacion entre pixeles contiguos es calculada se fija en la tercera aproximacion y una que tiene esta diferencia de orientacion es desplegada 5° o menos.

En los ejemplos de la presente invencion, la condicion de que en el EBSP-OIM (marca registrada), la diferencia de orientacion entre pixeles contiguos es calculada fijada en la tercera aproximacion y esta diferencia de orientacion se fija en 5° o menos, y la tercera aproximacion de la diferencia de orientacion antes descrita es mayor de 1°, que es definida como la estructura de transformacion en frlo continua (Zw) (fase de generacion de transformacion a baja temperatura), y es 1° o menos, que es definida como ferrita. Esto es debido a que la ferrita proeutectoide poligonal transformada a alta temperatura es generada en una transformacion de difusion, y de este modo una densidad de dislocacion es pequena y la tension dentro del grano es pequena, asi, una diferencia dentro del grano en la orientacion del cristal es pequena, y de acuerdo con los resultados de varios examenes que han sido realizados hasta ahora por los presentes inventores, una fraccion del volumen de la ferrita poligonal obtenida por observation con el microscopio optico y una fraccion de area del area obtenida por 1° o menos de la tercera aproximacion de la diferencia de orientacion medida por el metodo KAM sustancialmente estan de acuerdo entre si.

(Metodo de fabrication)

A continuation, se explicaran las condiciones de un metodo de fabricacion de la hoja de acero laminada en caliente de la presente invencion, (que en adelante sera llamado un “metodo de fabricacion de la presente invencion”).

Los presentes inventores exploraron las condiciones del laminado en caliente que hacen que la austenita se recristalice suficientemente despues del laminado de acabado o durante el laminado de acabado con el fin de asegurar la isotropia pero suprimiendo el crecimiento del grano de los granos recristalizados lo maximo posible y consiguiendo la isotropia y la tenacidad a baja temperatura.

Primero, en el metodo de fabricacion de la presente invencion, un metodo de fabricacion de una pletina de acero para ser realizado antes que un proceso de laminado en caliente no esta particularmente limitado. Esto es, en el metodo de fabricacion de la pletina de acero, despues de un proceso de fusion por un horno de cuba, un convertidor de acero, un horno electrico, o similar, en diversos procesos de refinamiento secundario, se realiza un componente de ajuste para ser una composition quimica deseada. A continuacion, se puede realizar tambien un proceso de colada mediante una colada continua normal, o colada por un metodo de lingote, o ademas un metodo tal como colada de losa delgada.

Incidentalmente, tambien se puede usar una chatarra como una materia prima. Ademas, cuando se obtiene una losa mediante colada continua, la losa puede ser transferida directamente a un tren de lamination en caliente como esta en un estado de fundicion a alta temperatura, o puede tambien ser enfriada a una temperatura ambiente y despues vuelta a calentar en un horno de calentamiento, y despues laminada en caliente.

La losa obtenida por el metodo de fabricacion antes descrito se calienta en un proceso de calentamiento de la losa antes del proceso de laminado en caliente, pero en el metodo de fabricacion de la presente invencion, una temperatura de calentamiento no esta determinada en particular. No obstante, cuando la temperatura de calentamiento es mayor de 1.260° C, disminuye un rendimiento debido a la reduction de escala, y por lo tanto la temperatura de calentamiento es preferiblemente 1.260° C o inferior. Por otra parte, cuando la temperatura de calentamiento es inferior a 1.150° C, la eficiencia operativa se deteriora significativamente en terminos de un programa, y por lo tanto la temperatura de calentamiento es deseablemente 1.150° C o superior.

Ademas, un periodo de tiempo de calentamiento en el proceso de calentamiento de la losa no esta determinado en particular, pero en terminos de evitacion de la segregation central y similar, despues de que la temperatura alcanza una temperatura de calentamiento predeterminada, la temperatura de calentamiento es deseablemente mantenida durante 30 minutos o mas. No obstante, cuando la losa fundida despues de ser sometida a colada es directamente

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

transferida a un tren de laminado en caliente, como esta en un estado de losa fundida a alta temperatura para ser laminada, el perlodo de tiempo de calentamiento no esta limitado a esto.

(Primer laminado en caliente)

Despues del proceso de calentamiento de la losa, la losa extralda del horno de calentamiento es sometida a un proceso de laminado en bruto siendo el primer laminado en caliente para ser laminado en bruto sin una espera, y de este modo se obtiene una barra en bruto.

El proceso de laminado en bruto (primer laminado en caliente) es realizado a una temperatura no mas baja de 1.000° C ni mayor de 1.200° C por razones que se explicaran mas adelante. Cuando una temperatura de laminado en bruto es inferior a 1.000° C, la reduccion se realiza en un estado en el que la vecindad de la capa superficial de la barra en bruto es a una zona de temperatura de no recristalizacion, la textura es desarrollada, y la isotropla se deteriora. Ademas, la resistencia a la deformacion en caliente en el laminado en bruto aumenta, para de este modo causar un riesgo de que un impedimento sea causado a la operacion de laminado en bruto.

Por otra parte, cuando la temperatura de finalizacion del laminado en bruto es mayor de 1.200° C, el diametro medio del grano de cristal se aumenta para disminuir la tenacidad. Ademas, una escala secundaria para ser generada durante el laminado en bruto crece demasiado, para de este modo hacer diflcil retirar la capa de oxido en el descascarillado o laminacion de acabado para ser realizada mas tarde. Cuando la temperatura de acabado de la laminacion en bruto es mayor de 1.150° C hay a veces un caso en que las inclusiones son extraldas y se deteriora la expansibilidad de los agujeros, y de este modo deseablemente es 1.150° C o inferior.

Ademas, en el proceso de laminado en bruto (primera laminacion en caliente), en un intervalo de temperatura no inferior a 1.000° C ni mayor de 1.200° C, el laminado en una relacion de reduccion del 40% o mas se realiza una vez o mas. Cuando la relacion de reduccion en el proceso de laminacion en bruto es menor del 40% el diametro medio del grano de cristal aumenta y disminuye la tenacidad. Cuando la relacion de reduccion es el 40% o mas, el diametro del grano de cristal se hace uniforme y pequeno. Por otra parte, cuando la relacion de reduccion es mayor del 65%, a veces hay un caso en que las inclusiones son extraldas y la expansibilidad de los agujeros se deteriora, y por lo tanto es deseablemente el 65% o menos. Incidentalmente, en la laminacion en bruto, cuando la relacion de reduccion en una etapa final y la relacion de reduccion en una etapa anterior a la etapa final son menores del 20% aumenta facilmente el diametro medio del grano de cristal, y de este modo en la laminacion en bruto la relacion de reduccion en la etapa final y la relacion de reduccion en la etapa previa a la etapa final son deseablemente el 20% o mas.

Incidentalmente, en terminos de disminucion del diametro medio del grano de cristal de un producto final, un diametro del grano de austenita despues de la laminacion en bruto, es decir antes de la laminacion final es importante y el diametro del grano de austenita antes de la laminacion de acabado es deseablemente pequeno.

En tanto que el diametro del grano de austenita antes de la laminacion de acabado es 200 pm o menor, es imposible promover grandemente el refino y la homogeneizacion del grano. Para obtener eficientemente este efecto promotor, el diametro del grano de austenita se fija deseablemente en 100 pm o menos. Con el fin de conseguirlo, la laminacion en una relacion de reduccion del 40% o mas es deseablemente realizada dos o mas veces en el proceso de laminacion en bruto. No obstante, cuando en el proceso de laminacion en bruto, la laminacion es realizada mas de 10 veces, hay una preocupacion de que la temperatura disminuya o se genere excesivamente una capa de oxido.

De esta manera, el diametro del grano de austenita es disminuido antes del laminado de acabado, lo cual es efectivo para promover la recristalizacion de austenita en la laminacion de acabado posterior. Se ha supuesto que esto es debido a que un llmite del grano de austenita despues de la laminacion en bruto (o sea, antes de la laminacion de acabado) funciona como uno de los nucleos de recristalizacion durante la laminacion de acabado.

El diametro del grano de austenita despues del laminado en bruto se mide como sigue. Esto es, la pletina de acero (barra en bruto) despues de la laminacion en bruto (antes de ser sometida a la laminacion de acabado) es amortiguado tanto como sea posible, y es enfriado a una tasa de enfriado de 10° C/segundo o mas. La estructura de una seccion recta de la pletina de acero enfriado es decapada para hacer que aparezcan los llmites del grano de austenita, y los llmites del grano de austenita son medidos por un microscopio optico. En esta ocasion, con 50 aumentos o mas, se miden 20 campos visuales o mas por analisis de imagen o un metodo de recuento de puntos.

Las barras en bruto obtenidas despues de la terminacion del proceso de laminacion en bruto pueden tambien ser unidas entre el proceso de laminacion en bruto y un proceso de laminacion de acabado para luego tener una laminacion sin fin de modo que el proceso de laminacion de acabado sea realizado continuamente sobre ellas. En esta ocasion las barras en bruto pueden tambien ser bobinadas en una forma de bobina una vez, almacenadas en una cubierta que tiene una funcion de aislamiento del calor de acuerdo con las necesidades, y desenrolladas nuevamente para ser unidas.

En el caso en que no haya proceso de laminacion en caliente, las variaciones de temperatura de la barra en bruto en una direccion de laminacion, en una direccion de la anchura de la hoja, y en una direction del espesor de la hoja son

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

deseablemente controladas para ser pequenas. En este caso, de acuerdo con las necesidades, un aparato de calentamiento capaz de controlar las variaciones de temperatura de la barra en bruto en la direccion de laminacion, en la direccion de la anchura de la hoja, y en la direccion del espesor de la hoja, puede ser dispuesto entre un tren de desbaste en el proceso de desbastado y un tren de acabado en el proceso de laminacion de acabado, o entre los respectivos soportes en el proceso de laminacion de acabado y por lo tanto la barra en bruto puede ser calentada.

Como un sistema del aparato de calentamiento, los varios sistemas de calentamiento tal como calentamiento por gas, calentamiento electrico, y calentamiento por induccion son concebibles, pero en tanto que el sistema hace posible controlar las variaciones de temperatura de la barra en bruto en la direccion de laminacion, en la direccion de la anchura de la hoja, y en la direccion del espesor de la hoja para ser pequenas, cualquiera de los sistemas bien conocidos puede tambien ser usado.

Incidentalmente, como sistema del aparato de calentamiento, se prefiere un sistema de calentamiento de induccion que tiene una respuesta de control de temperatura industrialmente buena. Si entre los varios sistemas de calentamiento por induccion, esta instalada una pluralidad de aparatos de calentamiento por induccion de tipo transversal capaces de ser desplazados en la anchura de la hoja, una distribucion de temperatura en la direccion de la anchura de la hoja puede ser arbitrariamente controlada de acuerdo con la anchura de la hoja, y as! los aparatos de calentamiento de induccion de tipo transversal son los mas preferidos. Ademas como sistema del aparato de calentamiento, un aparato de calentamiento constituido por la combinacion de un aparato de calentamiento de induccion de tipo transversal y un aparato de calentamiento de induccion de tipo solenoide que supera en calentamiento a lo largo de toda la anchura de la hoja es el mas preferido.

Cuando la temperatura es controlada usando estos aparatos de calentamiento, a menudo se hace necesario controlar una cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento. En este caso, la temperatura interna de la barra en bruto no puede ser medida realmente, y as! previamente medidos los datos reales previamente medidos tales como una temperatura de una losa cargada, un perlodo de tiempo existente del horno de la losa, una temperatura atmosferica del horno de calentamiento, una temperatura de extraccion del horno de calentamiento, y ademas un perlodo de tiempo de transferencia del laminador de mesa son usados para estimar las distribuciones de temperatura en la direccion de laminacion, en la direccion de la anchura de la hoja, y en la direccion del espesor de la hoja cuando la barra en bruto alcanza el aparato de calentamiento, y despues es deseablemente controlada la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento.

Incidentalmente, el control de la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento por induccion es controlado de la siguiente manera, por ejemplo. Una caracterlstica del aparato de calentamiento por induccion (aparato de calentamiento por induccion de tipo transversal) es que cuando se aplica una corriente alterna a una bobina, en su interior se genera un campo magnetico. En un conductor electrico situado en el campo magnetico una corriente parasita que tiene una orientacion opuesta a la corriente en la bobina se produce en una direccion

circunferencial perpendicular a un flujo magnetico por un efecto de induccion electromagnetica, y por un calor de

Joule de la corriente parasita, el conductor electrico es calentado.

La corriente parasita ocurre mas fuertemente sobre la superficie interna de la bobina y disminuye exponencialmente hacia el interior (este fenomeno se llama un efecto superficial). De este modo, como la frecuencia es menor, se aumenta una profundidad de penetracion de la corriente y se obtiene un patron uniforme de calentamiento en la

direccion del espesor, y por el contrario, cuando una frecuencia es mayor, la profundidad de penetracion de la

corriente disminuye y un patron de calentamiento que muestra su pico en una capa de la superficie y tiene un pequeno sobrecalentamiento se obtiene en la direccion del espesor.

Por lo tanto, por medio del aparato de calentamiento por induccion de tipo transversal, el calentamiento de la barra en bruto en la direccion de laminacion y en la direccion de la anchura de la hoja puede ser realizado de una manera convencional, y ademas en terminos del calentamiento en la direccion del espesor de la hoja, mediante el cambio de la frecuencia del aparato de calentamiento por induccion de tipo transversal, la profundidad de penetracion es variada y se controla el patron de la temperatura de calentamiento en la direccion del espesor de la hoja, para de este modo hacer posible conseguir una uniformidad de las distribuciones de temperatura. Incidentalmente, para este caso es preferible un aparato de calentamiento por induccion de tipo de frecuencia cambiable, pero la frecuencia puede tambien ser cambiada ajustando un condensador.

Con respecto al control de la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento por induccion, una pluralidad de inductores que tienen frecuencias diferentes pueden ser dispuestos y una asignacion de una cantidad de calentamiento por cada uno de los inductores puede ser cambiada para obtener el necesario patron de calentamiento en la direccion del espesor. Con respecto al control de la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento por induccion, se cambia un espacio de aire a un material para ser calentado y de este modo cambia la frecuencia, y as! cambiando el espacio de aire, la frecuencia deseada y el patron de calentamiento pueden tambien ser obtenidos.

Una altura maxima Ry de la superficie de la hoja de acero (superficie de la barra en bruto) despues de la laminacion de acabado es deseablemente 15 pm (15 pm Ry, 12,5 mm, ln 12,5 mm) o menor. Esto es claro debido a que la

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

resistencia a la fatiga de la hoja laminada en caliente o de acero decapado es correlacionada con la altura maxima Ry de la superficie de la hoja de acero como esta tambien descrito en el Manual de Diseno de Fatiga de Material Metalico, editado por La Sociedad de Ciencia de los Materiales, Japon, en la pagina 84, por ejemplo.

Con el fin de obtener esta rugosidad superficial, una condicion de una presion de impacto P x una tasa de flujo L > 0,003 de un agua a alta presion sobre la superficie de la hoja de acero es deseablemente satisfecha en la descalcificacion. Ademas, el subsiguiente laminado de acabado es deseablemente realizado en cinco segundos con el fin de impedir que sea generada una costra de oxido nuevamente despues de la descalcificacion.

(Segunda laminacion en caliente)

Despues de terminado el proceso de laminacion en bruto (primera laminacion en bruto) comienza el proceso de laminacion de acabado que es la segunda laminacion en caliente. El perlodo de tiempo entre la terminacion del proceso de laminacion en bruto y el comienzo del proceso de laminacion en bruto se fija en 150 segundos o mas corto. Cuando el tiempo entre la terminacion del proceso de laminacion en bruto y el comienzo del proceso de laminacion de acabado es mayor de 150 segundos, el diametro medio del grano de cristal es aumentado para provocar la disminucion de vTrs.

El proceso de laminacion de acabado (segunda laminacion en caliente), una temperatura de comienzo de la laminacion de acabado se fija en 1.000° C o mayor. Cuando la temperatura de comienzo de la laminacion de acabado es inferior a 1.000° C, en cada paso de laminacion de acabado la temperatura de la laminacion para ser aplicada a la barra en bruto para ser laminada es disminuida, la reduccion es realizada en una zona de la temperatura de no recristalizacion, se desarrolla la textura, y de este modo se deteriora la isotropla.

Incidentalmente, el llmite superior de la temperatura de comienzo de la laminacion no esta limitado en particular. No obstante, cuando es 1.150° C o mayor, es facilmente que se produzca una ampolla para ser el punto de partida de que ocurra un defecto de una escama en forma de husillo escamoso entre un hierro de base de la hoja de acero y una escama superficial antes de la laminacion de acabado y entre pasos, y por lo tanto la temperatura del comienzo del laminado de acabado es deseablemente inferior a 1.150° C.

En la laminacion de acabado una temperatura determinada por la composicion qulmica de la hoja de acero se fija en Tl, y en una zona de temperatura no inferior a T1+30° C no mayor que T1+200° C, la laminacion a 30° C o mas se realiza en un paso al menos una vez. Ademas, en la laminacion de acabado, el total de las relaciones de reduccion se fija en 50° C o mas.

Aqul, T1 es la temperatura calculada por la Expresion (1) que viene a continuacion

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

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

T1 mismamente se obtiene emplricamente. Los presentes inventores aprendieron emplricamente por experimentos que la recristalizacion en una zona de austenita de cada acero es promovida sobre la base de T1.

Cuando la relacion de la reduccion total en la zona de temperatura no inferior a T1 + 30° C no mayor que T1 + 200° C es menor que el 50%, la tension de laminacion para ser acumulada durante la laminacion en caliente no es suficiente y la recristalizacion de la austenita no avanza suficientemente. Por lo tanto, la textura se desarrolla y la isotropla se deteriora. Cuando la relacion de la reduccion total es 70% o mas, se puede obtener la suficiente isotropla aunque se consideran variaciones atribuibles a la fluctuacion de la temperatura o similares. Por otra parte, cuando la relacion de reduccion total supera el 90%, se hace diflcil obtener la zona de temperatura de T1 + 200° C o inferior debido a la generation de calor por trabajo, y ademas una carga de laminacion aumenta para causar un riesgo de que la laminacion sea diflcil de ser realizada.

En el laminado de acabado, con el fin de promover la recristalizacion uniforme causada por liberar la tension acumulada, la laminacion en el 30% o mas es realizada en un paso al menos una vez a no mas baja de T1 + 30° C ni mas alta de T1 + 200° C.

Incidentalmente, con el fin de promover la recristalizacion uniforme, es necesario suprimir una cantidad de trabajo en una zona de temperatura inferior a T1 + 30° C lo mas pequena posible. Con el fin de conseguirlo, la relacion de reduccion en inferior que T1 + 30° C es deseablemente el 30% o menos. En terminos de precision del espesor de la hoja y de forma de la hoja, es deseable el 10% o menos de la relacion de reduccion. Cuando ademas se obtiene la isotropla, la relacion de reduccion en la zona de temperatura menor de T1 + 30ac es deseablemente el 0%.

El laminado de acabado es deseablemente acabado a T1 + 30° C o mayor. En el laminado en caliente a inferior que T1 + 30° C, los granos de austenita granulada que son recristalizados una vez son alargados, causando de este modo el riesgo de que la isotropla se deteriore.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

(Enfriamiento primario)

En la laminacion de acabado, despues de realizarse la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas, comienza un enfriamiento primario de tal manera que un periodo de tiempo de espera t satisface la Expresion (2) que viene a continuation.

t < 2,5 x t1 ... (2)

Aqui, t1 se obtiene por la Expresion (3) que viene a continuacion.

t1 = 0,001 x ((Tf - T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3,1 ... (3)

Aqui, en la Expresion (3) anterior Tf representa la temperatura de la pletina de acero obtenida despues de la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas, y P1 representa la relacion de reduccion de la reduccion final a 30% o mas.

Incidentalmente, la “reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas” indica la laminacion realizada finalmente entre las laminaciones cuya relacion de reduccion alcanza el 30% o mas de entre las laminaciones en una pluralidad de pases realizados en la laminacion de acabado. Por ejemplo, cuando entre las laminaciones en una pluralidad de pases realizados en la laminacion de acabado, la relacion de reduccion de la laminacion realizada en la etapa final es el 30% o mas, la laminacion realizada en la etapa final es “la reduccion final en una relacion de reduccion de 30% o mas”. Ademas, cuando entre las laminaciones en una pluralidad de pases realizados en la laminacion de acabado, la relacion de reduccion de la laminacion realizada antes de la etapa final es el 30% o mas y despues de la laminacion realizada antes de la etapa final (laminacion en una relacion de reduccion del 30% o mas) es realizada, la laminacion cuya relacion de reduccion llega a ser el 30% o mas no es realizada, la laminacion realizada antes de la etapa final (laminacion en una relacion de reduccion del 30% o mas) es la “reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas”.

En la laminacion de acabado, el periodo de tiempo de espera de t segundos hasta que el enfriamiento primario es comenzado despues de que la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas es realizada afecta en gran medida al diametro del grano de la austenita. Esto es, afecta en gran medida a una fraction de grano de ejes iguales y a una relacion de area de grano grueso de la hoja de acero.

Cuando el periodo de tiempo t de espera supera t1 x 2,5 el area de recristalizacion esta ya casi totalmente terminada, pero los granos de cristal crecen significativamente y avanza el engrosamiento de los granos, y de este modo el valor r y la elongation disminuyen.

El periodo de tiempo de espera t segundos satisface ademas la Expresion (4) que viene a continuacion, haciendo asi posible suprimir preferiblemente el crecimiento de los granos de cristal. Consecuentemente, aunque la recristalizacion no avanza suficientemente, es posible mejorar suficientemente la elongacion de la hoja de acero y mejorar simultaneamente la propiedad de la fatiga.

t < t1 ... (4)

Al mismo tiempo, el tiempo de espera de t segundos satisface ademas la Expresion (5) que viene a continuacion, y asi la recristalizacion avanza suficientemente y las orientaciones del cristal son aleatorizadas. Por lo tanto, es posible mejorar suficientemente la elongacion de la hoja de acero y mejorar grandemente la isotropia simultaneamente.

t1 < t < t1 x 2,5 ... (5)

El tiempo de espera de t segundos satisface la Expresion (5) anterior, y de este modo el valor medio de las densidades de polos del grupo de orientation {100}<011> a {223}<110> mostrado en la Figura 1 se hace 2,0 o menor y la densidad de polos de la orientacion del cristal {332}<113> mostrado en la Figura 2 se hace 3,0 o menor. Consecuentemente, el indice de isotropia se hace 6,0 o mayor y la uniformidad y circularidad del espesor de la hoja que satisface suficientemente la propiedad de la pieza en un estado en el que la hoja de acero permanece trabajada son conseguidas.

Aqui, como se muestra en la Figura 4, en una linea 1 de laminacion en caliente, la pletina (losa) de acero calentado a una temperatura predeterminada en el horno de calentamiento es laminada en un tren de desbaste 2 y un tren de desbaste 3 secuencialmente para ser una hoja 4 de acero laminado en caliente que tiene un espesor predeterminado, y la hoja 4 de acero laminado en caliente se realiza en una mesa de salida 5. En el presente metodo de fabrication de la invention, en el proceso de laminacion en bruto (primera laminacion en caliente) realizada en el tren de desbaste 2, la laminacion en una relacion de reduccion del 40% o mas es realizada sobre la pletina (losa) de acero una vez o mas en el intervalo de temperatura no inferior a 1.000° C ni superior a 1.200° C.

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

La barra en bruto laminada hasta un espesor predeterminado en el tren de desbaste 2 de esta manera es a continuacion laminado de acabado (es sometida a la segunda laminacion en caliente) mediante una pluralidad de soportes rodantes 6 del tren de acabado 3 para ser la hoja 4 de acero laminado en caliente. A continuacion, en el tren de acabado 3, la laminacion al 30% o mas es realizada en un paso al menos una vez en la zona de temperatura no inferior a la temperatura T1 + 30° C ni mayor que T1 + 200° C. Ademas, en el tren de acabado 3 el total de las relaciones de reduccion llega a ser el 50% o mas.

Ademas, en el proceso de laminacion de acabado, despues de que la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas es realizada, comienza el calentamiento primario de tal manera que el tiempo de espera de t segundos satisface la Expresion (2) anterior o bien las Expresiones (4) o (5) anteriores. El comienzo de este calentamiento primario es realizado por las boquillas 10 de enfriamiento entre soportes dispuestas entre los respectivos soportes 6 de laminacion del tren de acabado 3, o las boquillas de enfriamiento 11 dispuestas en la mesa de salida 5.

Por ejemplo, cuando la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas es realizada solamente en el soporte de laminacion 6 dispuesto en la plataforma frontal del tren de acabado 3 (en el lado izquierdo en la Figura 4, en el lado de aguas arriba de la laminacion) y la laminacion cuya relacion de reduccion se hace el 30% o mas no es realizada en el soporte 6 de laminacion dispuesto en la plataforma trasera del tren de acabado 3 (en el lado derecho en la Figura 4, en el lado de aguas abajo de la laminacion), el comienzo del enfriamiento primario es realizado por las boquillas de enfriamiento 11 dispuestas en la mesa de salida 5, y por lo tanto se produce a veces un caso en que el perlodo de tiempo de espera de t segundos no satisface la Expresion (2) anterior o las Expresiones (4) y (5) anteriores. En tal caso el enfriamiento primario es comenzado por las boquillas de enfriamiento 10 entre soportes dispuestas entre los respectivos soportes rodantes 6 del tren de acabado 3.

Ademas, por ejemplo, cuando la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas es realizada en el soporte rodante 6 dispuesto en la plataforma trasera del tren de acabado 3 (en el lado derecho en la Figura 4, en el lado de aguas abajo de la laminacion), aunque el comienzo del enfriamiento primario es realizado por las boquillas de enfriamiento 11 dispuestas en la mesa de salida 5, hay a veces un caso en el que el perlodo de t segundos del tiempo de espera puede satisfacer la Expresion (2) anterior o las Expresiones (4) y (5) anteriores. En tal caso, el enfriamiento primario puede tambien ser comenzado por las boquillas de enfriamiento 11 dispuestas en la mesa de salida 5. No es necesario decir, en tanto que la realizacion de la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas este completada, que el enfriamiento primario puede tambien ser comenzado por las boquillas de enfriamiento 10 entre soportes dispuestas entre los respectivos soportes rodantes 6 del tren de acabado 3.

A continuacion, en este enfriamiento primario se realiza el enfriamiento que tiene una tasa media de enfriamiento de 50° C/segundo o mas, un cambio de temperatura (calda de la temperatura) se hace no inferior a 40° C ni mayor de 140° C.

Cuando el cambio de temperatura es inferior a 40° C, los granos de austenita recristalizada crecen y se deteriora la tenacidad a baja temperatura. El cambio de temperatura se fija en 40° C o mayor, haciendolo de este modo posible para suprimir el engrosamiento de los granos de austenita. Cuando el cambio de temperatura es menor de 40° C, el efecto no puede ser obtenido. Por otra parte, cuando el cambio de temperatura supera los 140° C, la recristalizacion se hace insuficiente para hacerla diflcil para obtener una textura aleatoria dirigida. Ademas, una fase de ferrita efectiva para la elongacion tampoco se obtiene facilmente y la dureza de una fase de ferrita se hace alta, y de este modo tambien se deterioran la elongacion y la ductilidad local. Ademas, cuando el cambio de temperatura es mayor de 140° C, es probable que se cause un sobreimpulso hasta / mas alla de una temperatura del punto de transformacion Ar3. En el caso, incluso por la transformacion de la austenita recristalizada, como un resultado de la seleccion de variantes de afilado, la textura esta formada y la isotropla decrece en consecuencia.

Cuando la tasa de enfriamiento media en el enfriamiento primario es menos de 50° C/segundo, como se espera, los granos de austenita recristalizados crecen y se deteriora la tenacidad a baja temperatura. El llmite superior de la tasa de enfriamiento media no esta determinada en particular, pero en terminos de la forma de la hoja de acero, se considera apropiado 200° C/segundo o menos.

Ademas, con el fin de suprimir el crecimiento del grano y obtener la tenacidad a baja temperatura mas excelente, un dispositivo de enfriamiento entre pasos o similar se usa deseablemente para llevar la generacion de calor trabajando entre los respectivos soportes de la laminacion de acabado a 18° C o inferior.

Una relacion de laminacion (la relacion de reduccion) puede ser obtenida por las actuales realizaciones o calculo de la carga de laminacion, medicion del espesor de la hoja, y/o similar. La temperatura de la pletina de acero durante la laminacion puede ser obtenida por medicion real por un termometro dispuesto entre los soportes, o puede ser obtenida por simulacion considerando la generacion de calor trabajando desde una velocidad de llnea, la relacion de reduccion, o/y similar, o puede ser obtenida por ambos metodos.

Ademas, como previamente se ha explicado, con el fin de promover la recristalizacion uniforme, la cantidad de trabajo en la zona de temperatura inferior a T1 + 30° C es deseablemente lo menor posible, y la relacion de

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

reduccion en la zona de temperatura de menos de T1 + 30° C es deseablemente el 30% o menor. Por ejemplo, en el caso en que el tren de acabado 3 en la linea 1 de laminacion en caliente continua mostrado en la Figura 4, pasando a traves de uno o dos o mas de los soportes rodantes 6 dispuestos en el lado de la plataforma frontal (en el lado izquierdo de la Figura 4, en el lado de aguas arriba de la laminacion), la hoja de acero esta en la zona de temperatura no inferior a T1 + 30° C ni superior a T1 + 200° C, y pasando a traves de uno o dos o mas de los soportes rodantes 6 dispuestos en el subsiguiente lado trasero de la plataforma (en el lado derecho en la Figura 4, en el lado de aguas abajo de la laminacion), la hoja de acero esta en la zona de temperatura inferior a T1 + 30° C, cuando la hoja de acero pasa a traves de uno o dos o mas de los soportes rodantes 6 dispuestos en el subsiguiente lado trasero de la plataforma (en el lado derecho en la Figura 4, en el lado de aguas abajo de la laminacion), aunque la reduccion no este realizada o este realizada, la relacion de reduccion en inferior a T1 + 30° C es deseablemente una relacion de reduccion del 10% o menor en total. Cuando posteriormente se obtenga la isotropia, la relacion de reduccion en la zona de temperatura inferior a T1 + 30° C es deseablemente el 0%.

En el metodo de fabricacion de la presente invencion, una velocidad de laminacion no esta limitada en particular. No obstante, cuando la velocidad de laminacion en el lado del soporte final de la laminacion de acabado es menor de 400 mpm, g granos crecen para ser gruesos, las zonas en las que la ferrita puede precipitarse para obtener la ductilidad han disminuido, y de este modo la ductilidad es probable que se deteriore. Aunque el Kmite superior de la velocidad de laminacion no esta limitado en particular, puede obtenerse el efecto de la presente invencion, pero es real que la velocidad de laminacion sea 1.800 mpm o menos debido a la restriccion de la instalacion. Por lo tanto, en el proceso de laminacion de acabado la velocidad de laminado es deseablemente no menor de 400 mpm ni mayor de 1.800 mpm.

Ademas, dentro de tres segundos despues de la terminacion del enfriamiento primario, el enfriamiento secundario en el que se realiza el enfriamiento a una tasa de enfriamiento media de 15° C/segundo. Cuando el periodo de tiempo del comienzo del enfriamiento secundario supera los tres segundos, se produce la transformacion de la perlita y la microestructura elegida no puede ser obtenida.

Cuando la tasa de enfriamiento media del enfriamiento secundario es menor de 15° C/segundo, como se espera, ocurre la transformacion de la perlita y la microestructura elegida no puede ser obtenida. Aunque el Kmite superior de la tasa de enfriamiento media del enfriamiento secundario no esta limitado en particular, puede ser obtenido el efecto de la presente invencion, pero cuando se considera el alabeo de la hoja de acero debido a la tension termica, la tasa de enfriamiento media es deseablemente de 300° C/segundo o menor.

La tasa media de enfriamiento no es menor de 15° C/segundo ni mas de 50° C/segundo, que es una zona que permite una fabricacion estable. Ademas, como se mostrara en ejemplos, la zona de 30° C/segundo es una zona que permite una fabricacion mas estable.

A continuation, el enfriamiento por aire es realizado durante 1 a 20 segundos en una zona de temperatura mas baja que el punto de transformacion Ar3 y una temperatura del punto de transformacion Ar1 o mas alta. Este enfriamiento por aire se realiza en la zona de temperatura menor que la temperatura del punto de transformacion Ar3 y la temperatura del punto de transformacion Ar1 o mayor (una zona de temperatura de las dos fases ferrita-austenita) con el fin de promover la transformacion en ferrita. Cuando el enfriamiento del aire se realiza durante menos de un segundo, la transformacion en ferrita en la zona de dos fases no es suficiente y de este modo no se puede obtener la elongation uniforme, y cuando el enfriamiento del aire se realiza durante mas de 20 segundos, por otra parte, ocurre la transformacion en perlita y la microestructura prevista no puede ser obtenida.

La zona de temperatura en donde se realiza el enfriamiento por aire durante 1 a 20 segundos es deseablemente no inferior que la temperatura del punto de transformacion Ar1 ni mayor de 860° C con el fin de promover facilmente la transformacion en ferrita. Un periodo de tiempo de mantenimiento (un periodo de tiempo de enfriamiento por aire) de 1 a 20 segundos es deseable durante 1 a 10 segundos con el fin de no disminuir la productividad extremadamente.

La temperatura del punto de transformacion Ar3 puede ser facilmente calculada por la siguiente expresion de calculo (una expresion relacional con la composition quimica), por ejemplo. Cuando el contenido de Si (% masa) se fija en [Si], el contenido de Cr (% masa) se fija en [Cr], el contenido de Cu (% masa) se fija en [Cu], el contenido de Mo (% masa) se fija en [Mo], y el contenido de Ni (% masa) se fija en [Ni], la temperatura del punto de transformacion Ar3 puede ser definida por la Expresion (6) que viene a continuacion.

Ar3 = 910 - 310 x [C] + 25 x [Si] - 80 x [Mneq] ... (6)

Cuando no se anade B, [Mneq] se define por la Expresion (7) que viene a continuacion.

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

Cuando se anade B, [Mneq] se define por la Expresion (8) que viene a continuacion.

[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + ([Ni]/2) + 10([Nb] - 0,02) + 1 ... (8)

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

Subsiguientemente, en un proceso de enrollado, una temperatura de enrollado se fija en no inferior a 450° C o mayor que 550° C. Cuando la temperatura de enrollado es mayor de 550° C, despues del enrollado, el templado ocurre en una fase dura y disminuye la resistencia. Por otra parte, cuando la temperatura de enrollado es inferior a 450° C, durante el enfriamiento despues del enrollado, se estabiliza la austenita no transformada, y en una hoja de acero del producto, la austenita retenida es contenida y la martensita es generada, y de este modo disminuye la expansibilidad de los agujeros.

Incidentalmente, con el deseo de conseguir la mejora de la ductilidad por la correccion de la forma de la hoja de acero y/o la introduccion de dislocacion movil, la laminacion de paso de endurecimiento superficial en una relacion de reduction de no menos del 0,1% ni mas del 2% es deseablemente realizada despues de la termination de todos los procesos.

Ademas, despues de la terminacion de todos los procesos, tambien puede ser realizado un tratamiento desoxidante con la intention de retirar las escamas que se adhieren a la superficie a la superficie de la hoja de acero laminada en caliente obtenida. Despues del tratamiento desoxidante, en la hoja de acero laminado en caliente, la laminacion de paso de endurecimiento superficial o laminacion en frlo en una relacion de reduccion del 10% o menor puede tambien ser realizada en llnea o fuera de llnea.

En la hoja de acero laminada en caliente de la presente invention, un tratamiento de calor puede tambien ser realizado en una llnea de inmersion en caliente despues de la colada, despues de la laminacion en caliente, o despues del enfriamiento, y ademas en la hoja de acero laminado en caliente tratada en caliente, un tratamiento superficial puede tambien ser realizado separadamente. En la llnea de inmersion en caliente se realiza un recubrimiento electrolltico, y de este modo se mejora la resistencia a la corrosion de la hoja de acero laminado en caliente.

Cuando se realiza el galvanizado sobre la hoja de acero laminado en caliente desoxidado, despues de que la hoja de acero laminado en caliente sea sumergida en un bano de galvanization para ser despues ser alzada, se puede realizar tambien un tratamiento de aleacion sobre la hoja de acero laminado en caliente de acuerdo con las necesidades. Realizando el tratamiento de aleacion, ademas de la mejora de la resistencia a la corrosion, se mejora la resistencia a la soldadura contra diversas soldaduras tales como la soldadura por puntos.

Ejemplo

A continuation se explican unos ejemplos de la presente invencion, pero las condiciones de los ejemplos son ejemplos de condiciones empleados para confirmar la aplicabilidad y los efectos de la presente invencion, y la presente invencion no esta limitada a estos ejemplos de condiciones. La presente invencion puede emplear diversas condiciones en tanto que el objeto de la presente invencion sea conseguido sin apartarse del esplritu de la invencion.

(Ejemplo 1)

Las pletinas fundidas A a P que tienen las composiciones qulmicas mostradas en la Tabla 1 fueron cada una fundidas en un convertidor de acero en un segundo proceso de refino para ser sometidas a una colada continua y despues fueron directamente transferidas o vueltas a calentar para ser sometidas a una laminacion en bruto. En la subsiguiente laminacion de acabado, fue cada una reducida a un espesor de hoja de 2,0 a 3,6 mm y fueron sometidas a enfriamiento por enfriamiento entre soportes de un tren de acabado o en una mesa de salida y despues fueron enrolladas, y las hojas de acero laminado en caliente fueron fabricadas. Las condiciones de fabrication se muestran en la Tabla 2.

Incidentalmente, el equilibrio de la composition qulmica mostrada en la Tabla 1 esta compuesto de Fe y las inevitables impurezas, y cada subrayado en la Tabla 1 y la Tabla 2 indica que el valor esta fuera del alcance de la presente invencion o fuera del intervalo preferido de la presente invencion.

Claims

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

REIVINDICACIONES

1. Una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica, que consta de:

en % de masa

C: mayor que de 0,07 a 0,2%;

Si: 0,001 a 2,5%;

Mn: 0,01 a 4%;

P: 0,15% o menos (no incluyendo 0%);

S: 0,03% o menos (no incluyendo 0%);

N: 0,01% o menos (no incluyendo 0%);

Al: 0,001 a 2% opcionalmente comprendiendo ademas:

un tipo o dos o mas tipos de en % de masa,

Ti: 0,015 a 0,18%,

Nb: 0,005 a 0,06%,

Cu: 0,02 a 1,2%,

Ni: 0,01 a 0,6%,

Mo: 0,01 a 1%,

V: 0,01 a 0,2%, y Cr: 0,01 a 2%,

comprendiendo ademas opcionalmente:

un tipo o dos o mas tipos de en % de masa,

Mg: 0,0005 a 0,01%,

Ca: 0,0005 a 0,01%, y REM: 0,0005 a 0,1% y/o opcionalmente comprendiendo ademas:

en % de masa,

B: 0,0002 a 0,002%; y

el equilibrio siendo Fe e impurezas inevitables, en donde un valor medio de densidades de polos del grupo de orientacion de {100}<011> a {223}<110> representado por las respectivas orientaciones de cristal {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110> en una porcion central del espesor de la hoja siendo un intervalo de 5/8 a 3/8 en espesor de la hoja desde la superficie de la hoja de acero es 4,0 o menos, y una densidad de polos de la orientacion del cristal {332}<113> es 4,8 o menos,

un diametro medio del grano de cristal es 10 mm o menor y una temperatura de transicion de aparicion de fractura Charpy vTrs es -20° C o menor, y

una microestructura esta compuesta de mas del 5% al 35% o menos en una fraccion estructural de ferrita proeutectoide y un equilibrio de fase de generacion de transformacion a baja temperatura.
2. La hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 1, comprendiendo ademas:

un tipo o dos o mas tipos de en % de masa,

Ti: 0,015 a 0,18%,

Nb: 0,005 a 0,06%,

Cu: 0,02 a 1,2%,

Ni: 0,01 a 0,6%,

Mo: 0,01 a 1%,

V: 0,01 a 0,2%, y Cr: 0,01 a 0,2%.
3. La hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 1, comprendiendo ademas:

un tipo o dos o mas tipos de en % de masa,

Mg: 0,0005 a 0,01%

5

10

15

20

25

30

35

40

45

50

55

60

65

Ca: 0,0005 a 0,01%, y REM: 0,0005 a 0,1%.
4. La hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 1, comprendiendo ademas:

en % de masa,

B: 0,0002 a 0,002%.
5. Un metodo de fabricacion de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con las reivindicaciones 1 a 4, comprendiendo:

en una pletina de acero que consta de:

en % de masa,

C: mayor de 0,07 a 0,2%;

Si: 0,001 a 2,5%;

Mn: 0,01 a 4%;

P: 0,15% o menor (no incluyendo 0%);

S: 0,03% o menor (no incluyendo 0%);

N: 0,01 o menor (no incluyendo 0%);

Al: 0,001 a 2% opcionalmente comprendiendo ademas:

un tipo o dos o mas tipos de en % de masa,

Ti: 0,015 a 0,18%,

Nb: 0,005 a 0,06%,

Cu: 0,02 a 1,2%,

Ni: 0,01 a 0,6%,

Mo: 0,01 a 1%,

V: 0,01 a 0,2%, y Cr: 0,01 a 2%,

comprendiendo ademas opcionalmente:

un tipo o dos o mas tipos de en % de masa,

Mg: 0,0005 a 0,01%,

Ca: 0,0005 a 0,01%, y REM: 0,0005 a 0,1% y/o

comprendiendo ademas opcionalmente:

en % de masa,

B: 0,0002 a 0,002%; y

el equilibrio siendo Fe e impurezas inevitables,

realizando una primera laminacion en caliente en la que la laminacion a una relacion de reduccion del 40% o mas es realizada una vez o mas en un intervalo de temperatura no inferior a 1.000° C ni mayor de 1.200° C; realizando una segunda laminacion en caliente en la que la laminacion a 30% o mas se realiza en un paso al menos una vez en una zona de temperatura no inferior a T1 + 30° C ni mayor de T1 + 200° C determinada por la Expresion (1) posterior; y fijando el total de las relaciones de reduccion en la segunda laminacion en caliente en el 50% o mas; realizando la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas en la segunda laminacion en caliente y despues comenzando el enfriamiento primario de una manera que un tiempo de espera de t segundos satisface la Expresion (2) posterior;

fijando una tasa media de enfriamiento en el enfriamiento primario en 50° C/segundo o mas y realizando el enfriamiento primario de una manera que un cambio de temperatura este en un intervalo no inferior a 40° C ni mayor de 140° C;

en tres segundos despues de la terminacion del enfriamiento primario, se realiza el segundo enfriamiento secundario en el que el enfriamiento es realizado a una tasa media de enfriamiento de 15° C/segundo o mas; y despues de la terminacion del segundo enfriamiento, la realizacion del enfriamiento del aire durante 1 a 20 segundos en una zona de temperatura inferior a una temperatura del punto de transformacion Ar3 y a una temperatura del punto de transformacion Ar1 o mayor y a continuacion realizar el enrollado a 450° C o mayor e inferior a 550° C.

5

10

15

20

25

30

35

40

T1(° C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10 x Cr + 100 x Mo + 100 x V ... (1) Aqul, C, N, Mn, Ti, B, Cr, Mo, y V representa cada uno el contenido del elemento (% de masa).

t < 2,5 x t1 ... (2)

Aqul, t1 se obtiene por la expresion (3) que sigue,

t1 = 0,0001 x ((Tf - T1) x P1/100)2 - 0,109 x ((Tf - T1) x P1/100) + 3,1 ... (3)

Aqul, en la Expresion (3) anterior, Tf representa la temperatura de la pletina de acero obtenida despues de la reduccion final en una relacion de reduccion del 30% o mas, y P1 representa la relacion de reduccion de la reduccion final al 30% o mas.
6. El metodo de fabricacion de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 5, en donde

el total de las relaciones de reduccion en un intervalo de temperatura inferior a T1 + 30° C es el 30% o menor.
7. El metodo de fabricacion de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 5, en donde

la generation de calor por trabajo entre pasos respectivos en la zona de temperatura no inferior a T1 + 30° C ni mayor de T1 + 200° C en la segunda lamination en caliente es 18° C o inferior.
8. El metodo de fabricacion de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 5, en donde

el perlodo del tiempo de espera de t segundos satisface ademas la Expresion (4) que sigue

t < t1 ... (4)
9. El metodo de fabricacion de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 5, en donde

el perlodo del tiempo de espera de t segundos satisface ademas la Expresion (5) que sigue

t1 < t < t1 x 2,5 ... (5)
10. El metodo de fabricacion de una hoja de acero laminado en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita con una excelente trabajabilidad isotropica de acuerdo con la reivindicacion 5, en donde

el enfriamiento primario comienza entre los soportes rodantes.

imagen1

ALCANCE DE

FIG.1

_A PRESEN E

KJ

VALOR MEDO DE DENSDADES DE

^OLOS CEL GRUPO CE ORIENT A CIO N

{100><011> A{223><110>

FIG.2

ALCANCE DE LA PRESENTE

h v: iJ'J i

DENS DAD DE POLOS DE UR It NT A CION

DEL CRISTAL DE 332V-113>

imagen2