ES2710715T3

ES2710715T3 - Chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada y método para fabricarla

Info

Publication number: ES2710715T3
Application number: ES14179763T
Authority: ES
Inventors: Tatsuo Yokoi; Tetsuya Yamada; Fuminori Tasaki
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-01-18
Filing date: 2006-01-12
Publication date: 2019-04-26
Anticipated expiration: 2026-01-12
Also published as: CA2591878C; TW200632105A; KR101235512B1; PL1857562T3; US20100000633A1; WO2006077760A1; EP1857562A1; EP1857562B1; CN101107374B; JP4555694B2; PL2821516T3; CN101107374A; EP2821516A2; JP2006199979A; CA2591878A1; ES2510692T3; EP2821516B1; CN101696483B; TWI279443B; CN101696483A

Abstract

Una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada, que comprende, en términos de % en masa, C de 0,01 a 0,2%, Si de 0,01 a 2%, Mn de 0,1 a 2%, P de 0,1% o menos, S de 0,03% o menos, Al de 0,001 a 0,1%, N de 0,01% o menos, Nb de 0,005 a 0,05%, opcionalmente uno o más seleccionados de: Ti de 0,001 a 0,02%, B de 0,0002 a 0,002%, Cu de 0,2 a 1,2%, Ni de 0,1 a 0,6%, Mo de 0,05 a 1%, V de 0,02 a 0,2% y Cr de 0,01 a 1%, además opcionalmente uno o ambos de Ca de 0,0005 a 0,005% y REM de 0,0005 a 0,02%, siendo resto, Fe e impurezas inevitables, en la que la microestructura es una microestructura que consiste en una microestructura enfriada continuamente que tiene un diámetro medio de partícula de 2 μm a 8 μm, la microestructura enfriada continuamente consiste en ferrita bainítica, ferrita bainítica granular, ferrita cuasipoligonal, austenita retenida y martensita-austenita, y una cantidad total de la austenita retenida y la martensitaaustenita es del 3% o menos, y una razón de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto es 0,28 o menor, la razón de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto es un valor obtenido dividiendo una cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto presente en el contorno del grano, por una cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto.

Description

DESCRIPCION

Chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada y metodo para fabricarla

Campo tecnico

La presente invencion se refiere a una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada y un metodo para fabricarla. Con detalle, se refiere a una chapa de acero que incluye una microestructura enfriada continuamente que tiene un diametro medio de partfcula de 2 pm a 8 pm, por la que no solo se pueden formar facilmente partes que requieren mucho trabajo, sino tambien, incluso en una chapa de acero con una resistencia a la traccion de clase 370 a 640 MPa, se puede obtener una resistencia de material de presion correspondiente a la resistencia de diseno cuando se aplica una chapa de acero de clase 540 a 780 MPa, por introduccion de deformacion mediante prensado y un tratamiento final de horneado.

Recientemente, para mejorar la eficacia del combustible de los automoviles y similares, con un objeto de reduccion en peso, continua la aplicacion de metales ligeros tales como aleacion de Al y chapas de acero de alta resistencia para miembros del automovil. Sin embargo, sin tener en cuenta la ventaja de alta resistencia espedfica, los metales ligeros tales como aleacion de Al son notablemente caros comparado con los aceros y, por lo tanto, la aplicacion de los mismos se limita a tratamientos espedficos. Por consiguiente, para mejorar la reduccion en peso de los automoviles a un coste menor en un intervalo mas amplio, se requiere que las chapas de acero se refuercen mucho. Puesto que el alto reforzamiento de los materiales implica, en general, el deterioro de las propiedades del material tales como la aptitud para ser conformado (aptitud para ser trabajado), la clave para el desarrollo de chapas de acero de alta resistencia depende de como conseguir el alto reforzamiento sin deteriorar las propiedades del material. En particular, en cuanto a las propiedades requeridas para las chapas de acero para miembros de placas internas, miembros estructurales y miembros de suspension, son importantes la aptitud para ser trabajado con formacion de rebabas, la ductibilidad, la resistencia a la fatiga y la resistencia a la corrosion y similares y es importante como equilibrar el alto reforzamiento y estas propiedades a un alto nivel.

De esta manera, para satisfacer tanto el alto reforzamiento como las diversas propiedades, en particular, la aptitud para ser conformados, se describen aceros TRIP (Plasticidad Inducida por Transformacion, por sus siglas en ingles) en que la microestructura del acero incluye austenita retenida y de ese modo se desarrolla el fenomeno TRIP durante la formacion de los mismos, de manera que se mejora mucho la aptitud para ser conformados (ductibilidad y aptitud para embuticion profunda) (por ejemplo, se refiere a la patente japonesa JP 2000-169935 A y la patente japonesa JP 2000-169936 A.

Sin embargo, estas tecnicas demuestran, a un nivel de resistencia de aproximadamente 590 MPa, una elongacion total de aproximadamente 30% y excelente aptitud para embuticion profunda (LDR: lfmite de embutibilidad, por sus siglas en ingles) debido a la existencia de fenomeno TRIP por la austenita retenida. Sin embargo, para obtener una chapa de acero con resistencia dentro del intervalo de 370 a 540 MPa, las cantidades de elementos tales como C, Si y Mn, se tienen que reducir inevitablemente. Si se reducen los elementos tales como C, Si y Mn para realizar la resistencia dentro del intervalo de la clase 370 a 540 MPa, hay el problema de que no se puede mantener la cantidad de austenita retenida requerida para obtener el fenomeno TRIP en la microestructura a temperatura ambiente. Por otra parte, las tecnicas anteriores no consideran la mejora de la aptitud para ser trabajado con formacion de rebabas. Por consiguiente, en el estado actual, es diffcil aplicar chapas de acero de alta resistencia con resistencia de clase 590 MPa o mas a miembros en que se usa en la actualidad chapa de acero con resistencia del orden de clase aproximadamente 270 a 340 MPa, sin mejorar primero las operaciones y el equipo usados durante el prensado. La unica solucion razonable por el momento es usar chapa de acero con resistencia de clase aproximadamente 370 a 540 MPa. Por otra parte, los requerimientos de reduccion de calibres se aumentan recientemente mas y mas para conseguir la reduccion en peso para carrocenas de automoviles y es importante, por lo tanto, para reduccion de peso para la carrocena del automovil mantener tanto como sea posible la resistencia del producto prensado, basandose en la premisa de reducir calibres.

Se ha propuesto chapa de acero para endurecimiento en horno (BH, por sus siglas en ingles) como una forma de resolver estos problemas debido a que presenta baja resistencia durante moldeo por presion y mejora la resistencia de los productos prensados como resultado de introducir tension debido a prensado y posterior tratamiento final al horno.

Es eficaz aumentar el C del soluto y el N del soluto de manera que mejore la capacidad de endurecimiento al horno; sin embargo, los aumentos en estos elementos de soluto presentes en la disolucion solida empeoran el deterioro por envejecimiento a temperaturas normales. Por consiguiente, es importante desarrollar una tecnologfa que pueda permitir tanto la capacidad de endurecimiento al horno como la resistencia al deterioro por envejecimiento a temperaturas normales.

Sobre la base de los requerimientos descritos anteriormente, se describen tecnologfas para realizar tanto la capacidad de endurecimiento al horno como la resistencia al deterioro por envejecimiento a temperaturas normales, en que la capacidad de endurecimiento al horno se mejora aumentando la cantidad de N del soluto y la difusion del C del soluto y el N del soluto a temperaturas normales se inhibe por un efecto de aumento de superficie del contorno de grano causado por refinado del grano de los granos del cristal (por ejemplo, se refiere a la patente japonesa JP H10-183301 A y la patente japonesa JP 2000-297350 A).

Sin embargo, refinar los granos del cristal proporciona preocupacion por el deterioro de la aptitud para conformarse por presion. Por otra parte, si los miembros de suspension y los miembros de placas internas son el objeto, sin tener en cuenta las necesidades de excelente aptitud para ser trabajado con formacion de rebabas, la aptitud para ser trabajado con formacion de rebabas se considera que es inapropiada puesto que la microestructura es ferrita-perlita. La publicacion de P. C. M. Rodrigues, et al., Materials Science and Engineering A, ISSN: 0921-5093, vol. 283, N.° 1 2 (2000-05-01), p. 136-143, describe las propiedades mecanicas de un acero baimtico HSLAsujeto a laminacion con control con enfriamiento acelerado.

La publicacion de D. Q. Bai, et al., Materials Science Forum, ISSN: 0255-5476, CH, vol. 284-286 (1998-01-01), p.

253-260, describe la estabilidad de la austenita retenida en un acero Mn-Si TRIP microaleado con Nb.

La publicacion de E. Mazancova, et al., Journal of Materials Proceeding Technology, ISSN: 0924-0136, vol. 64, N.° 1-3 (1997-02-01), p. 287-292, describe caractensticas metalurgicas ffsicas de la formacion constituyente M/A en la bainita granular.

El documento US 2004/035500 A1 describe una chapa de acero de fase dual con buenas propiedades de endurecimiento al horno.

En la presente, la presente invencion proporciona una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada que presenta excelente aptitud para ser trabajada, por la que se puede obtener de una manera estable una cantidad de endurecimiento en horno de 50 MPa o mas en un intervalo de resistencia de clase 370 a 640 MPa y un metodo para fabricarla. Esto es, la presente invencion tiene como objetivo proporcionar una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada que incluya una microestructura que desarrolle excelente aptitud para ser trabajada que permita fabricar producto prensado con resistencia equivalente a la de producto prensado fabricado por aplicacion de una chapa de acero de clase 540 a 780 MPa como resultado de la introduccion de tension por prensado y tratamiento final al horno, incluso cuando la resistencia a la traccion de la chapa de acero laminada en caliente es 370 a 640 MPa y un metodo para fabricar esa chapa de acero de manera economica y de una manera estable.

Los autores de la presente invencion realizaron una extensa investigacion a fin de obtener una chapa de acero con aptitud superior para ser endurecida al horno y superior resistencia a la corrosion despues de recubrimiento asf como excelente aptitud para ser trabajada, con el enfasis en un procedimiento de produccion para chapa de acero de clase 370 a 490 MPa producida a escala industrial usando equipo de produccion comun en uso en la actualidad. Como resultado, los autores de la presente invencion encontraron recientemente que, una chapa de acero que contiene: C de 0,01 a 0,2%, Si de 0,01 a 2%, Mn de 0,1 a 2%, P de 0,1% o menos, S de 0,03% o menos, Al de 0,001 a 0,1%, N de 0,01% o menos, Nb de 0,005 a 0,05% y como un resto, Fe e impurezas inevitables, en que la microestructura es una microestructura enfriada continuamente con un diametro medio de partfcula de 2 pm a 8 pm y la razon de abundancias de contorno del grano del C del soluto y/o el N del soluto es 0,28 o menor, es muy eficaz y han conseguido la presente invencion.

El objeto anterior se puede conseguir por las caractensticas definidas en las reivindicaciones.

Usar la chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada de la presente invencion, no solo se pueden formar facilmente partes que requieren mucho trabajo, sino que se puede obtener tambien una cantidad de endurecimiento en horno de 50 MPa o mas, de una manera estable, en un intervalo de resistencia de clase 370 a 640 MPa. Como resultado, incluso cuando la resistencia a la traccion de la chapa de acero es 370 a 640 MPa, se puede fabricar un producto prensado con resistencia equivalente a la resistencia de diseno de producto prensado fabricado por aplicacion de una chapa de acero de clase 540 a 780 MPa como resultado de la introduccion de tension por prensado y tratamiento final al horno. A partir de lo anterior, se puede decir que la presente invencion es una invencion industrialmente muy valiosa.

La invencion se describe con detalle junto con los dibujos, en que:

La FIG. 1 muestra la relacion entre diametro de grano del cristal y cantidad de endurecimiento en horno,

La FIG. 2 muestra la relacion entre diametro de grano del cristal y lfmite de alargamiento, y

La FIG. 3 muestra la relacion entre razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y N del soluto y anchura de despegue maxima.

Lo siguiente proporciona una explicacion de los resultados de investigacion basica que conducen a la presente invencion.

Los siguientes experimentos se realizaron para examinar relaciones entre la microestructura de chapas de acero y la aptitud para ser endurecidas al horno, resistencia a la corrosion despues de recubrimiento o aptitud para ser trabajadas. Se fundieron placas con los componentes del acero mostrados en la Tabla 1 para preparar chapas de acero con un espesor de 2 mm producidas en diversos procedimientos de produccion. Se examinaron la aptitud para ser endurecidas al horno, la resistencia a la corrosion despues de recubrimiento, el lfmite de alargamiento, la microestructura y el estado abundante del C del soluto y/o el N del soluto de estas.

Tabla 1

(% en masa)

Se evaluo la capacidad de endurecimiento al horno segun el siguiente procedimiento. Se cortaron fragmentos de ensayo N° 5 como se describe en JIS Z 2201 de cada chapa de acero. Se aplico deformacion por traccion preliminar de 2% a estos fragmentos de ensayo y despues se sometieron los fragmentos de ensayo a tratamiento termico correspondiendo a un tratamiento final de horneado a 170°C durante 20 minutos, despues de lo cual se realizo de nuevo el ensayo de traccion. El ensayo de traccion se realizo segun el metodo de JIS Z 2241. En la presente, la cantidad de endurecimiento en horno se define como el valor obtenido por sustraccion de una tension de plastificacion de la deformacion por traccion preliminar de 2% a partir del lfmite de elasticidad superior obtenido en el ensayo de traccion repetido.

La resistencia a la corrosion despues de recubrimiento se evaluo segun el siguiente procedimiento. En primer lugar, las chapas de acero producidas se lavaron con acido y despues se sometieron a fosfatacion para adherir una pelfcula de fosfato de cinc de 2,5 g/m2 Ademas, se realizo recubrimiento por electrodeposicion del espesor de 25 pm sobre la superficie superior de estas y despues se realizo un tratamiento final de horneado a 170°C durante 20 minutos. Despues, se corto la pelfcula recubierta por electrodeposicion para una longitud de 130 mm con una cuchilla puntiaguda hasta que se alcanzo la superficie del acero y se pulverizo con disolucion salina al 5% a 35°C durante 700 horas en una condicion de pulverizacion de disolucion salina mostrada en JIS Z 2371. Despues, una cinta (405A-24 JIS Z 1522, fabricada por Nichiban Company, Ltd.) con una anchura de 24 mm se adhirio sobre la parte cortada en paralelo con la misma, en una longitud de 130 mm. Despues de que se despegara esta cinta, se midio la anchura maxima de despegue de la pelfcula recubierta.

Por otra parte, la microestructura se examino segun el siguiente metodo. En primer lugar, se molieron las muestras cortadas de una posicion de 1/4W o 3/4 W de la anchura (W) de las chapas de acero a lo largo de la seccion transversal en la direccion de laminacion y despues se atacaron qmmicamente usando un reactivo de nital. Se realizo observacion en los campos a % t del espesor (t) de la chapa a aumento de 200 veces a 500 veces usando un microscopio optico y se tomaron fotograffas de la estructura metalica. En la presente, la fraccion en volumen de la microestructura se define como la fraccion del area en las fotograffas de la estructura metalica. El diametro medio de grano se define como sigue. En primer lugar, si la microestructura es una ferrita poligonal, se obtuvo el tamano G de grano del cristal por el metodo de comparacion o el metodo de corte descrito en JIS G 0552. Si la microestructura es una microestructura enfriada continuamente, usando intencionadamente el metodo de corte descrito en JIS G 0552, que se usa de manera inherente para obtener el tamano de grano del cristal de los granos de ferrita poligonal, el numero G de tamano de grano se obtuvo de la medicion. A continuacion, usando el tamano G de grano del cristal obtenido, se obtuvo el numero m de los granos del cristal por 1 mm2 del area transversal de la ecuacion de m = 8 x 2G. El diametro dm medio de grano obtenido a partir de este numero m usando la ecuacion de dm = 1/(Vm), se define como el diametro medio de grano de la ferrita poligonal y/o la microestructura enfriada continuamente. En la presente, la microestructura enfriada continuamente (Zw) es una microestructura que se define como una estructura de transformacion en una fase intermedia entre una microestructura que contiene ferrita poligonal y perlita formada por un mecanismo de difusion y martensita formada por un mecanismo de cizallamiento en ausencia de difusion, como se describe en "Recent Research on the Bainite Structure of Low Carbon Steel and its Transformation Behavior-Final Report of the Bainite Research Committee", Comite de Investigacion de Bainita, Sociedad de Investigacion Basica, el Instituto del Hierro y el Acero de Japon, (1.994, el Instituto del Hierro y el Acero de Japon). Esto es, como se describe en las secciones 125 a 127 de la referencia anterior en terminos de la estructura observada por microscopfa optica, la microestructura enfriada continuamente (Zw) se define como una microestructura que incluye principalmente ferrita Baimtica (a°s), Ferrita baimtica granular (as) y ferrita Quasipoligonal (aq) y adicionalmente incluye pequenas cantidades de austenita retenida (yr) y Martensita-austenita (MA). Teniendo en cuenta aq, la estructura interna no aparece como resultado de ataque qmmico de la misma manera que la ferrita poligonal (FP), sin embargo, tiene una forma acicular y asf se distingue claramente de FP. En la presente, asumiendo que se toma la longitud de contorno del grano de cristal objetivo que sea 1q y se toma que su diametro circular equivalente sea dq, los granos en que su relacion de (1 q/dq) satisface la relacion de 1 q/dq > 3,5 son aq. La microestructura enfriada continuamente (Zw) en la presente invencion se puede definir como una microestructura que incluye uno o dos o mas cualesquiera de a°B, aB, aq, yr y MA, siempre que la pequena cantidad total de yr y MA sea 3% o menor.

A continuacion, se mide la razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto. La razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto en la presente invencion se define como un valor obtenido dividiendo la cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto presente en el contorno del grano, por la cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto. Este valor puede ser un valor obtenido calculando el unico valor de medida del C del soluto o el N del soluto. Alternativamente, tambien se puede emplear un valor obtenido calculando el valor de medida anadido del C del soluto y el N del soluto.

Para medir el C del soluto presente en el contorno del grano o en el interior de los granos, se uso un metodo de sonda atomica tridimensional. La condicion de la medicion fue tal que la temperatura de la ubicacion de la muestra fue aproximadamente -203°C (70 K), el voltaje completo de la sonda fue 10 a 15 kV y la relacion del pulso fue 25%. Las respectivas muestras se midieron tres veces respectivamente en cada uno de, el contorno del grano y el interior de los granos y se uso el valor promedio de estas como el valor representativo. El ruido de fondo y similares fueron eliminados del valor de la medicion. El valor obtenido se convirtio en exceso de C (atm/nm2) definido como la densidad atomica por area del contorno del grano unidad y despues se convirtio ademas en la cantidad total de segregacion de las caras del contorno del grano a partir de la siguiente ecuacion usando la relacion en volumen del contorno del grano Rb.

cantidad total de segregacion de las caras del contorno del grano= exceso de C promedio x Rb x 12 (peso atomico de C) / 56 (peso atomico de Fe)

En la presente, Rb es un valor definido a partir de la siguiente ecuacion, asumiendo que un lado de un grano en forma de paralelepfpedo rectangular es D y la anchura de la segregacion del contorno del grano es W = 2a (a = 2 nm). Rb = {D3 - (D - 2a)3}/D3 = 3(W/D) - 3(W/D)2 (W/D)3

La razon de abundancias de contorno del grano de un C del soluto y/o N del soluto es un valor obtenido dividiendo la cantidad total de segregacion de las caras del contorno del grano obtenida por lo anterior, por la cantidad de C del soluto obtenido por el metodo de friccion interna.

Sobre los resultados de la medicion de la cantidad de endurecimiento en horno y similares en el metodo anterior, la FIG 1 muestra la relacion entre el diametro promedio de grano del cristal y la cantidad de endurecimiento en horno, con respecto a la presencia/ausencia de adicion de Nb y la microestructura. La cantidad de endurecimiento en horno y el diametro promedio de grano del cristal estan fuertemente relacionados. Se encontro recientemente que, en particular en el acero con Nb anadido, cuando el diametro de grano del cristal era 8 pm o menos, la cantidad de endurecimiento en horno (BH del 2%) llego a ser 70 MPa o mas. Por otra parte, la FIG 2 muestra la relacion entre el diametro promedio de grano del cristal y el lfmite de alargamiento (LA), con respecto a la presencia/ausencia de adicion de Nb y la microestructura. En el acero con Nb anadido, cuando el diametro de grano del cristal es 2 pm o mas, el lfmite de alargamiento no aumenta incluso en granos finos y el lfmite de alargamiento es 70% o menor. Por consiguiente, la aptitud para ser trabajado tal como elongacion uniforme es excelente. La FIG 3 muestra la relacion entre la razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto y anchura de despegue maxima. Cuando la razon de abundancias de contorno del grano es 0,28 o menor, la anchura de despegue maxima se mejora a 4 mm o menos.

Este mecanismo no esta completamente entendido; sin embargo, la adicion de Nb proporciona un efecto de arrastre en un estado solido de Nb y/o un efecto de anclaje como precipitados de carbonitruro, suprimiendo de ese modo la recuperacion/recristalizacion y el crecimiento de grano de la austenita durante la laminacion o despues de laminacion, retrasando la transformacion y /a y disminuyendo la temperatura de transformacion. Se considera que el resultado anterior se obtuvo debido a que la disminucion en la temperatura de transformacion tiene un efecto de aumento de la supersaturacion del C del soluto y el N del soluto que son eficaces para aumentar la cantidad de endurecimiento en horno. Ademas, el Nb tiene un efecto de refinado de los granos del cristal despues de transformacion. En general, puesto que el refinado de los granos del cristal aumenta el lfmite elastico, el ifmite de alargamiento tiende a aumentarse y la elongacion uniforme tiende a disminuirse. En particular, si el diametro de grano es menor que 5 pm, esta tendencia llega a ser notable; sin embargo, se considera que la adicion de Nb tiene un efecto de hacer facil obtener la microestructura enfriada continuamente y suprimir el aumento en el lfmite de alargamiento por introduccion de una gran cantidad de dislocacion de la transformacion, incluso si el diametro de grano del cristal es menor que 5 pm. Sin embargo, si el diametro de grano es menor que 2 pm, el efecto desaparece. Por otra parte, si se segrega demasiado C, N y similares en el contorno del grano, se forma una batena local debido a no uniformidad microscopica de la composicion, se mejora la disolucion del ion Fe y asf se deteriora la resistencia a la corrosion. Por lo tanto, se considera que la resistencia a la corrosion empeora si la razon de abundancias de contorno del grano de estos atomos excede de 0,28.

En la presente invencion, se debena observar que no solo es excelente la cantidad de endurecimiento en horno a la deformacion preliminar del 2% evaluada en lo anterior, sino que tambien la cantidad de endurecimiento en horno a la deformacion preliminar del 10% es 30 MPa o mas incluso con N < 0,01% y se puede obtener 30 MPa o mas de cantidad de aumento en resistencia a la traccion (ART) a deformacion preliminar del 10%.

A continuacion, hay una explicacion de la razon para limitar los componentes qmmicos de la presente invencion. De ah en adelante, el % unidad que muestra el contenido en componentes qmmicos es % en masa.

El C es uno de los elementos mas importantes en la presente invencion. Si el contenido en C es mayor que 0,2%, no solo aumenta la cantidad de carburos que actuan como ongenes de grietas en rebabas, dando como resultado el deterioro de la relacion de extension de agujeros, sino tambien la resistencia acaba de aumentar, dando como resultado el deterioro de aptitud para ser trabajado. Por consiguiente, el contenido en C se ajusta a 0,2% o menos. Es preferiblemente menor que 0,1% considerando la ductibilidad. Por otra parte, si el contenido en C es menor que 0,01%, no se obtiene suficiente C del soluto que es importante para endurecimiento al horno, dando como resultado preocupacion por una disminucion en la cantidad de endurecimiento en horno. Por lo tanto, se ajusta a 0,01% o mas. Puesto que el Si presenta el efecto de inhibir la precipitacion de carburos de hierro que actuan como ongenes de grietas en rebabas durante el enfriamiento, se anade Si en un contenido de 0,01% o mas. Sin embargo, el efecto se satura cuando se anade en un contenido mayor que 2%. Por consiguiente, el lfmite superior se ajusta a 2%. Ademas, si el contenido en Si es mayor que 1%, hay preocupacion por la generacion de un patron de escala de rayas de tigre, que desfigura el aspecto estetico de la superficie y tambien se deteriora la propiedad de fosfatacion. Por lo tanto, el lfmite superior del contenido en Si es preferiblemente 1%.

El Mn tiene un efecto de expandir el intervalo de temperatura de la region de la austenita hacia menores temperaturas, y facilitar la obtencion de la microestructura enfriada continuamente que sirve como una de las caractensticas constitutivas de la microestructura en la presente invencion, durante el enfriamiento despues de la terminacion de la laminacion. Por lo tanto, el Mn se anade en un contenido de 0,1% o mas. Sin embargo, puesto que el efecto de Mn se satura cuando se anade en un contenido mayor que 2%, el lfmite superior se ajusta a 2%. Por otra parte, si no se anaden adecuadamente elementos distintos de Mn que inhiban la aparicion de grietas en caliente debido a S, el Mn se anade preferiblemente en un contenido que satisface Mn/S > 20, en % en masa. Ademas, si se anade Mn en un contenido que satisface Si+Mn mayor que 3%, la resistencia llega a ser excesivamente alta y esto causa el deterioro de la aptitud para ser trabajado. Por lo tanto, el lfmite superior del contenido en Mn es preferiblemente 3%.

El P es una impureza y su contenido es preferiblemente tan bajo como sea posible. Si el contenido en P es mayor que 0,1%, la aptitud para ser trabajado y la soldabilidad resultan afectadas de manera negativa. Por lo tanto, el contenido en P se ajusta a 0,1% o menor. Sin embargo, es preferiblemente 0,02% o menor teniendo en cuenta la relacion de extension de los agujeros y la soldabilidad.

El S genera inclusiones de tipo A que deterioran la relacion de extension de los agujeros si esta presente una cantidad excesivamente grande de S asf como el S ocasiona agrietamiento durante la laminacion en caliente. Por lo tanto, el contenido en S debena ser tan bajo como sea posible. El intervalo que se puede permitir es 0,03% o menor. Sin embargo, si se requiere un cierto grado de relacion de extension de agujeros, es preferiblemente 0,01% o menor. Ademas, si se requiere un mayor grado de extension de agujeros, es mas preferiblemente 0,003% o menor.

El Al se debena anadir en un contenido de 0,001% o mas para el fin de desoxidacion de acero fundido. Sin embargo, puesto que el Al conduce a aumentar el coste, el lfmite superior se ajusta a 0,1%. Por otra parte, puesto que el Al ocasiona un aumento en la cantidad de inclusiones no metalicas que dan como resultado el deterioro de la elongacion si se anade una cantidad excesivamente grande de Al, es preferiblemente 0,06% o menor. Ademas, el contenido en Al es preferiblemente 0,015% o menor para aumentar la cantidad de endurecimiento en horno. Si la temperatura de arrollamiento es 350°C o mas, preocupa mejorar la precipitacion de AIN que fije el N del soluto que es importante para endurecimiento al horno y lo invalida. Por lo tanto, el contenido en Al es preferiblemente 0,005% o menor para asegurar la cantidad de endurecimiento en horno.

El N es tipicamente un elemento preferible para aumentar la cantidad de endurecimiento en horno. Sin embargo, puesto que el efecto se satura si se anade N en un contenido mayor que 0,01%, el lfmite superior se ajusta a 0,01%. Sin embargo, en el caso en que el producto se aplica a partes para las que el deterioro por envejecimiento presenta un problema, puesto que el deterioro por envejecimiento llega a ser considerable si se anade N en un contenido mayor que 0,006%, el contenido en N es preferiblemente 0,006% o menor. Ademas, si la precondicion es tal que el producto se deja durante dos semanas o mas a temperatura ambiente despues de la produccion y se somete despues a trabajo, el contenido en N es preferiblemente 0,005% o menor desde el punto de vista de la resistencia al envejecimiento. Por otra parte, el contenido en N es mas preferiblemente menor que 0,003%, teniendo en cuenta el caso en que el producto se deja a altas temperaturas durante el verano o en que se exporta el producto a traves del ecuador durante el transporte mediante una embarcacion mantima.

El Nb es el elemento mas importante en la presente invencion. El Nb proporciona un efecto de arrastre en un estado solido y/o un efecto de anclaje como precipitados de carbonitruro, suprimiendo de ese modo la recuperacion/recristalizacion y el crecimiento de grano de la austenita durante la laminacion o despues de la laminacion, retardando la transformacion y / a y disminuyendo la temperatura de transformacion y proporciona un efecto de refinado de los granos del cristal despues de transformacion. La disminucion en la temperatura de transformacion tiene un efecto de aumento de la supersaturacion del C del soluto y el N del soluto que son eficaces para aumentar la cantidad de endurecimiento en horno. Ademas, el refinado de los granos del cristal aumenta la aptitud para ser trabajado en una ferrita poligonal y/o una microestructura enfriada continuamente que se generan cuando se realiza enfriamiento a una velocidad de enfriamiento a la que no se genera la textura de perlita. Sin embargo, para obtener estos efectos, el Nb se debena anadir en un contenido de 0,005% o mas y preferiblemente mayor que 0,01%. Por otra parte, los efectos se saturan si se anade Nb en un contenido mayor que 0,05% e incluso peor preocupa la formacion de carbonitruro, para disminuir el C del soluto y el N del soluto que son eficaces para aumentar la cantidad de endurecimiento en horno.

El Ti tiene un efecto de suprimir la nucleacion de la ferrita en transformacion y / a, y promociona la generacion de una estructura enfriada continuamente. Por lo tanto, se anade Ti como se requiera. Sin embargo, para obtener este efecto, se debena anadir Ti al menos en un contenido de 0,001% o mas y preferiblemente 0,005% o mas. Por otra parte, el lfmite superior de Ti se ajusta a 0,02%, puesto que preocupa la formacion de carbonitruro, para disminuir el C del soluto y el N del soluto que son eficaces para aumentar la cantidad de endurecimiento en horno.

El B tiene un efecto de mejorar la templabilidad, y facilita la obtencion de la microestructura enfriada continuamente. Por lo tanto, se anade B como se requiera. Sin embargo, si el contenido en B es menor que 0,0002%, no es adecuado para obtener ese efecto, mientras que si el contenido en B es mayor que 0,002%, tienen lugar grietas en las placas. De acuerdo con esto, el contenido en B se ajusta a 0,0002% o mayor y 0,002% o menor.

Ademas, para el fin de impartir resistencia, se pueden anadir uno o dos o mas cualesquiera de los elementos de Cu, Ni, Mo, V o Cr para endurecer la precipitacion o disolucion solida. Sin embargo, si el Cu es menor que 0,2%, el Ni es menor que 0,1%, el Mo es menor que 0,05%, el V es menor que 0,02% y el Cr es menor que 0,01%, puede no obtenerse el efecto. Por otra parte, si el Cu es mayor que 1,2%, el Ni es mayor que 0,6%, el Mo es mayor que 1%, el V es mayor que 0,2% y el Cr es mayor que 1%, el efecto se satura.

Ca y REM son elementos que cambian las formas de las inclusiones no metalicas que actuan como ongenes de rotura y que causan el deterioro de la aptitud para ser trabajado y eliminan despues sus efectos perjudiciales. Sin embargo, no son eficaces si se anaden en contenidos menores que 0,0005%, mientras que sus efectos se saturan si se anade Ca en un contenido mayor que 0,005% o se anade REM en un contenido mayor que 0,02%. Por consiguiente, se anade preferiblemente Ca en un contenido de 0,0005 a 0,005% y se anade preferiblemente REM en un contenido de 0,0005 a 0,02%. En la presente, REM representa elemento de metal de tierras raras y es uno o mas seleccionados de Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb y Lu.

El acero que tiene estos como principales componentes puede contener ademas Ti, Nb, Zr, Sn, Co, Zn, W o Mg en un contenido total de 1% o menor. Sin embargo, puesto que con Sn preocupa producir imperfecciones durante la laminacion en caliente, el contenido en Sn es preferiblemente 0,05% o menor.

A continuacion, lo siguiente proporciona una descripcion detallada de la microestructura de la chapa de acero en la presente invencion.

Para satisfacer tanto la capacidad de endurecimiento al horno, como la resistencia a la corrosion despues de recubrimiento y la aptitud para ser trabajada, la microestructura tiene que ser una microestructura enfriada continuamente que tiene un diametro medio de partfcula de 2 pm a 8 pm y la razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto tiene que ser 0,28 o menor. Aqm, la microestructura enfriada continuamente (Zw) en la presente invencion es una microestructura que incluye uno o dos o mas de a°B, as, aq, Yr y MA, siempre que la pequena cantidad total de Yr y MA sea del 3% o menos. Como se describio anteriormente, para satisfacer tanto la excelente capacidad de endurecimiento al horno como la excelente aptitud para ser trabajado, la microestructura segun la presente invencion tiene que ser la microestructura enfriada continuamente; sin embargo, se pueden obtener efectos similares con una ferrita poligonal con un diametro de grano promedio de 8 pm o menos como una microestructura de la chapa de acero, asf como la microestructura enfriada continuamente.

A continuacion, lo siguiente proporciona una descripcion detallada de la razon para limitar el procedimiento de produccion de la presente invencion.

La chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion incluye: chapas de acero laminado en caliente que se enfnan despues de fundicion, despues de laminacion en caliente; chapas de acero laminado en caliente despues de laminacion en caliente; chapas de acero laminado en caliente sometidas a un tratamiento termico en una lmea de recubrimiento por inmersion en caliente y chapas de acero laminadas en caliente obtenidas por aplicacion de un tratamiento de superficie a estas chapas de acero laminado en caliente.

En la presente invencion, el procedimiento de produccion que precede a la laminacion en caliente no esta limitado espedficamente. Esto es, se realiza fusion en un alto horno, un convertidor, un horno electrico o similares y despues se lleva a cabo regulacion de calidad en una serie de refinados secundarios de manera que se consigan los contenidos fijados como objetivo de los componentes. A continuacion, se puede realizar fundicion mediante una fundicion continua normal, un metodo para lingotes, asf como un metodo tal como fundicion en placa delgada. Se pueden usar chatarras para la materia prima. En el caso de una placa (placa de acero) obtenida por fundicion continua, se puede enviar directamente a una maquina de laminacion en caliente como un acero fundido a alta temperatura o enfriado a temperatura ambiente y despues recalentado en un horno de recalentar y despues laminado en caliente.

Cuando la placa es laminada en caliente, en primer lugar la placa se calienta. La temperatura de recalentamiento de la placa (TRP) en este momento se ajusta a al menos una temperatura calculada por la siguiente ecuacion (A). TRP (°C) = 6.670/{2,26 - log(%Nb)(%C)} - 273 ....(A)

En la presente, el %Nb y %C en la ecuacion indican los contenidos (% en masa) de los respectivos elementos Nb y C en la placa.

Si la temperatura de recalentamiento es menor que la temperatura anterior, los carbonitruros de Nb no se disuelven de manera adecuada y, por lo tanto, no se pueden obtener los efectos de Nb tales como supresion de la recuperacion/recristalizacion y crecimiento de grano de la austenita en la siguiente etapa de laminacion y refinado de los granos del cristal retardando la transformacion y/a. Por consiguiente, la temperatura de recalentamiento de la placa (TRP) se ajusta a al menos una temperatura calculada por la ecuacion anterior. Sin embargo, si la temperatura es 1.400°C o mayor, la cantidad de descascarillado llega a ser excesiva, dando como resultado una disminucion en rendimiento. Por lo tanto, la temperatura de recalentamiento es preferiblemente menor que 1.400°C. Por otra parte, si se realiza calentamiento a una temperatura menor que 1.000°C, la eficacia de funcionamiento se reduce de manera considerable en terminos de programacion. Por lo tanto, la temperatura de recalentamiento de la placa es preferiblemente 1.000°C o mayor. Ademas, si se realiza calentamiento a una temperatura menor que 1.100°C, la cantidad de descascarillado llega a ser pequena, ocasionando una posibilidad de que las inclusiones en la capa superficial de la placa no se puedan retirar junto con las cascarillas por descascarillado posterior. Por lo tanto, la temperatura de recalentamiento de la placa es preferiblemente 1.100°C o mayor. El tiempo de calentamiento de la placa no esta especificado de manera espedfica; sin embargo, para mejorar de manera suficiente la disolucion de carbonitruros de Nb, es deseable mantener durante 30 minutos o mas despues de alcanzar esa temperatura. Sin embargo, si el acero fundido despues de fundicion se envfa directamente a una alta temperatura para que se lamine, el tiempo no esta limitado al anterior.

A continuacion, se realiza laminacion en caliente. En la etapa de laminacion en caliente, en primer lugar, la placa calentada es laminada en basto para fabricar una barra laminada en basto. En esta laminacion en basto, por ejemplo, la placa se lamina en un espesor de aproximadamente 80 mm o menor, a fin de que la barra laminada en basto se pueda fijar en el cilindro de maquina de acabado de la laminacion. Despues, la barra laminada en basto se somete a acabado de la laminacion para fabricar un acero laminado. Con el objetivo de obtener una microestructura enfriada continuamente mas uniforme en la direccion del espesor, la temperatura de iniciacion del acabado de la laminacion se fija a 1.000°C o mas y mas preferiblemente a 1.050°C o mas. Para conseguir esto, la barra laminada en basto o el acero laminado se calienta preferiblemente durante el tiempo de la terminacion de la laminacion en basto hasta la iniciacion del acabado de la laminacion y/o durante el acabado de la laminacion, si se requiere.

En particular, para obtener de una manera estable excelente elongacion total en la presente invencion, es eficaz inhibir la precipitacion fina de MnS, etc. El dispositivo de calentamiento en este caso puede ser cualquier tipo; sin embargo, un tipo transversal es preferible puesto que el tipo transversal puede calentar de manera uniforme en la direccion del espesor. Normalmente, los precipitados tales como MnS se redisuelven en una disolucion solida durante el recalentamiento de la placa a aproximadamente 1.250°C y precipita finamente durante la posterior laminacion en caliente. Por consiguiente, se puede mejorar la ductibilidad controlando la temperatura de recalentamiento de la placa a aproximadamente 1.150°C para evitar que se redisuelva el MnS en una disolucion solida. Sin embargo, para fijar la temperatura final de laminacion dentro del intervalo de la presente invencion, es un medio eficaz calentar la barra laminada en basto o el acero laminado durante el tiempo de terminacion de laminacion en basto hasta la iniciacion de acabado de la laminacion y/o durante el acabado de la laminacion.

El descascarillado se puede realizar durante el tiempo de la terminacion de la laminacion en basto hasta la iniciacion del acabado de la laminacion. En este caso, la presion de colision P (MPa) y el caudal l (litros/cm2) de agua a alta presion sobre la superficie de la chapa de acero satisfacen la ecuacion condicional de P (MPa) x caudal l (litros/cm2) > 0,0025.

La presion de colision P del agua a alta presion sobre la superficie de la chapa de acero se describe de la siguiente manera (se refiere a "Iron and Steel", 1.991, Vol. 77, N° 9, pag. 1.450).

P (MPa) = 5,64 x Pox V/H2

donde, Po (MPa): Presion del lfquido,

V (litros/min): Caudal de Ifquido de la boquilla y

H (cm): Distancia entre la superficie de la chapa de acero y la boquilla.

El caudal L se describe de la siguiente manera.

l (litros/cm2) = V/(W x v)

donde, V (litros/min): Caudal de lfquido de la boquilla,

W (cm): Anchura de lfquido de pulverizacion que pone en contacto la superficie de la chapa de acero por la boquilla, y v (cm/min): Velocidad de transporte de la chapa.

No es necesario en particular especificar el lfmite superior de valor de la presion de colision P x caudal L para obtener los efectos de la presente invencion. Sin embargo, se fija preferiblemente a 0,02 o menos, puesto que tienen lugar excesivo desgaste de la boquilla y otros problemas cuando se aumenta el caudal lfquido de la boquilla.

Ademas, la maxima altura Ry de la superficie de la chapa de acero de acabado laminado es preferiblemente 15 pm (Ry de 15 pm, 12,5 mm, In 12,5 mm) o menor. Esto es evidente, como se describe, por ejemplo, en la pagina 84 de the Metal Material Fatigue Design Handbok, Sociedad de Ciencias de los Materiales, Japon, del hecho de que la resistencia a la fatiga de chapa de acero laminada en caliente o lavada con acido se correlaciona con la altura maxima Ry de la superficie de la chapa de acero. Por otra parte, el posterior acabado de la laminacion se realiza preferiblemente en 5 segundos despues del descascarillado a fin de evitar la reformacion de cascarilla.

Ademas, los productos semiacabados de seccion rectangular se pueden juntar entre la laminacion en basto y el acabado de la laminacion y se puede realizar de manera continua el acabado de la laminacion. En ese momento, la barra laminada en basto se puede enrollar temporalmente en la forma de un arrollamiento, poner en una cubierta con una funcion de calentamiento si es necesario, y juntar entonces despues de desenrollado.

El acabado de la laminacion se realiza en un estado en que la temperatura final (TF) del acabado de la laminacion esta en un intervalo de temperatura del punto de transformacion Ar3 o mayor y (temperatura del punto de transformacion Ar3 100°C) o menor. En la presente, la temperatura del punto de transformacion Ar3 se muestra simplemente por, por ejemplo, la relacion con los componentes del acero segun las siguientes ecuaciones de calculo.

Ar3 = 910 - 310 x %C 25 x %Si - 80 x %Mneq

donde, Mneq = %Mn %Cr %Cu %Mo %Ni/2 10(%Nb - 0,02).

O, en el caso de incluir B, Mneq = %Mn %Cr %Cu %Mo %Ni/2 10(%Nb-0,02) 1.

En la presente, los parametros de %C, %Si, %Mn, %Cr, %Cu, %Mo, %Ni y %Nb en las ecuaciones indican los respectivos contenidos (% en masa) de los elementos C, Si, Mn, Cr, Cu, Mo, Ni y Nb en las placas.

Si la temperatura final (TF) del acabado de la laminacion es menor que la temperatura del punto de transformacion Ar3, hay una posibilidad de laminacion de la region de dos fases a y; de ese modo, la estructura trabajada permanece en los granos de ferrita laminados, dando como resultado el riesgo de deterioro de la ductibilidad y el diametro de grano del cristal llega a ser menor que 2 pm, conduciendo a la preocupacion de aumento del Kmite de alargamiento. De acuerdo con esto, la temperatura final se fija a la temperatura del punto de transformacion Ar3 o mayor. Por otra parte, si la temperatura final es mayor que (temperatura del punto de transformacion Ar3 100°C), desaparece un efecto de arrastre y/o un efecto de anclaje para suprimir la recuperacion/recristalizacion y el crecimiento de grano de la austenita por adicion de Nb, y asf llega a ser diffcil obtener un diametro de grano del cristal de 8 pm o menos, ocasionando preocupacion por la disminucion de la cantidad de endurecimiento en horno. Este limitado o no de manera espedfica el programa del canal del cilindro en los respectivos soportes en el acabado de la laminacion, se pueden obtener los efectos de la presente invencion. Sin embargo, desde el punto de vista de la precision de la conformacion de la chapa, la velocidad de laminacion en el soporte final es preferiblemente menor que 10%.

Despues de la terminacion de acabado de la laminacion, la chapa de acero se enfna a una velocidad de enfriamiento promedio de 80°C/s o mayor a un intervalo de temperatura de 500°C o menor, para fabricar una chapa de acero laminada en caliente. La temperatura de iniciacion de enfriamiento no se limita espedficamente. Si el enfriamiento se inicia a una temperatura que es la temperatura del punto de transformacion Ar3 o mayor, la microestructura llega a ser principalmente una microestructura enfriada continuamente. Si se inicia el enfriamiento a una temperatura por debajo de la temperatura del punto de transformacion Ar3, la microestructura contiene una ferrita poligonal en la misma.

En cualquier caso, si la velocidad de enfriamiento es menor que la anterior, preocupa que los granos del cristal crezcan y no se puede obtener un diametro medio de partfcula de 8 pm o menor. Parece que los efectos de la presente invencion se pueden obtener sin especificar en particular el Ifmite superior de la velocidad de enfriamiento. Sin embargo, si es mayor que 500°C/s, el diametro de grano del cristal llega a ser menor que 2 pm, ocasionando preocupacion el aumento del lfmite de alargamiento. Asf, la velocidad de enfriamiento es preferiblemente 500°C/s o menor. Ademas, puesto que preocupa el combado en la chapa debido a deformacion termica, se fija preferiblemente 250°C/s o menor. Por otra parte, es deseable una microestructura uniforme para mejorar la aptitud para trabajar las rebabas. Para obtener dicha microestructura, la velocidad de enfriamiento es preferiblemente 130°C/s o mayor. Si se detiene el enfriamiento a una temperatura mayor que 500°C, preocupa la generacion de una fase que contenga carburos voluminosos tales como perlita, que no es preferible para la aptitud para ser trabajada. Por lo tanto, el enfriamiento se realiza a un intervalo de temperatura de 500°C o menor. Sin embargo, a menos que se inicie el enfriamiento en 5 segundos despues de terminacion de acabado de la laminacion, progresa la recristalizacion y el crecimiento de grano de la austenita y asf llega a ser diffcil obtener un diametro de grano del cristal de 8 pm o menor, ocasionando preocupacion la disminucion de la cantidad de endurecimiento en horno. De acuerdo con esto, es deseable iniciar el enfriamiento en 5 segundos despues de terminacion de acabado de la laminacion.

Despues de terminacion del enfriamiento, se realiza arrollamiento. Si la temperatura de arrollamiento es mayor que 500°C, el C y/o el N se difunden facilmente y no se puede asegurar suficientemente que el C del soluto y/o el N del soluto aumenten la capacidad de endurecimiento al horno. Por lo tanto, la temperatura de arrollamiento se fija a 500°C o menor. Para aumentar la capacidad de endurecimiento al horno, es preferiblemente 450°C o menor. Por otra parte, para obtener la cantidad de endurecimiento en horno de 80 MPa o mas y para suprimir la generacion de la elongacion en el lfmite de elasticidad de una manera estable siempre, la temperatura de arrollamiento es mas preferiblemente 350°C o menor. Ademas, desde el punto de vista de la resistencia a deterioro por envejecimiento, es incluso mas preferiblemente 150°C o menor. No es necesario limitar de manera espedfica el lfmite inferior de la temperatura de arrollamiento. Sin embargo, debido a la preocupacion por el aspecto defectuoso causado por el oxido si el arrollamiento se humedece durante un tiempo prolongado, la temperatura mas deseable es 50°C o mayor. Despues de la terminacion de la etapa de laminacion en caliente, se puede realizar lavado con acido si es necesario y despues se puede realizar pasada de endurecimiento a una velocidad de reduccion de 10% o menos o laminacion en fno a una velocidad de reduccion de hasta aproximadamente 40% fuera de lmea o en lmea.

La laminacion de pasada de endurecimiento se realiza preferiblemente a 0,1% o mas y 0,2% o menos de manera que se corrija la conformacion de la chapa de acero y mejore la ductibilidad debido a introduccion de dislocaciones moviles.

Para galvanizar la chapa de acero laminada en caliente despues de lavado con acido, la chapa de acero laminada en caliente se puede sumergir en un bano de galvanizado y si es necesario, se somete a tratamiento de aleacion. Ejemplos

Lo siguiente proporciona una explicacion mas detallada de la presente invencion por sus ejemplos.

Se fundieron los aceros A a K con los componentes qrnmicos mostrados en la Tabla 2 usando un convertidor y se sometieron a fundicion continua. Despues, se enviaron directamente a laminacion en basto o se recalentaron previamente a laminacion en basto y se sometieron a laminacion en basto y acabado de la laminacion de manera que se produjera el espesor de la chapa 1,2 a 5,5 mm y se arrollaron. Las composiciones qrnmicas mostradas en la tabla se indican en % en masa. Por otra parte, teniendo en cuenta el acero D, despues de laminacion en basto, se realizo el descascarillado en un estado en que la presion de colision era 2,7 MPa y el caudal era 0,001 litros/cm2. Ademas, como se muestra en la Tabla 4, se galvanizo el acero I.

Tabla 2

Los detalles de las condiciones de produccion se muestran en la Tabla 3 y la Tabla 4. En la presente, "barra laminada en basto calentada" indica calentar la barra laminada en basto o el acero laminado durante el tiempo de terminacion de laminacion en basto hasta la iniciacion de acabado de la laminacion y/o durante el acabado de la laminacion e indica si se ha llevado a cabo o no este calentamiento. "TF0" indica la temperature de iniciacion de acabado de la laminacion. "TF" indica la temperatura final de acabado de la laminacion. "Tiempo hasta iniciacion de enfriamiento" indica el tiempo desde la terminacion de acabado de la laminacion hasta que se inicia el enfriamiento. "Velocidad de enfriamiento por debajo de 500°C" indica la velocidad de enfriamiento promedio cuando se enfriaron los aceros laminados en el intervalo de temperatura desde la temperatura de iniciacion de enfriamiento por debajo de 500°C. "TA” indica la temperatura de arrollamiento.

En el ensayo de traccion de las chapas de acero delgadas obtenidas de esta manera, en primer lugar se trabajaron los materiales de muestra en fragmentos de ensayo N° 5 como se describe en JIS Z 2201 y despues se sometieron al ensayo segun el metodo descrito en JIS Z 2241. En las tablas, "LF" indica el lfmite de fluencia, "RT" indica la resistencia a la traccion, "EI" indica la elongacion y "LA" indica el lfmite de alargamiento.

El ensayo BH se realizo de manera similar al ensayo de traccion, en que se trabajaron las chapas de acero en los fragmentos de ensayo N° 5 como se describe en JIS Z 2201, se aplico deformacion por traccion preliminar de 2% a los fragmentos de ensayo, despues tratamiento termico correspondiente a un tratamiento final en horno a 170°C durante 20 minutos y despues se realizo de nuevo el ensayo de traccion. En la presente, la cantidad de endurecimiento en horno (BH del 2%) se define como el valor obtenido por sustraccion de una tension de plastificacion de la deformacion por traccion preliminar de 2% del lfmite de elasticidad superior obtenido en el ensayo de traccion repetido.

La resistencia a la corrosion despues de recubrimiento se evaluo segun el siguiente procedimiento. En primer lugar, las chapas de acero producidas se lavaron con acido y despues se sometieron a fosfatacion adhiriendo una pelfcula de fosfato de cinc de 2,5 g/m2 Ademas, se realizo recubrimiento por electrodeposicion a un espesor de 25 pm sobre la superficie superior del mismo y despues se realizo tratamiento final en horno a 170°C durante 20 minutos. Despues, la pelfcula recubierta por electrodeposicion se corto para una longitud de 130 mm con una cuchilla puntiaguda hasta que se alcanzo la superficie del acero y se pulverizo con disolucion salina al 5% a 35°C durante 700 horas en un estado de pulverizacion de disolucion salina mostrado en JIS Z 2371. Despues, una cinta (405A-24 JIS Z 1522, fabricada por Nichiban Company, Ltd.) con una anchura de 24 mm se adhirio sobre la parte cortada en paralelo con la misma, en una longitud de 130 mm. Despues de que se despegara esta cinta, se midio la anchura de despegue maxima de la pelfcula recubierta.

Por otra parte, se examino la microestructura segun el siguiente metodo. En primer lugar, las muestras cortadas de una posicion de % W o % W de la anchura (W) de las chapas de acero se molieron a lo largo de la seccion transversal en la direccion de laminacion y despues se sometieron a ataque qmmico usando un reactivo de nital. Se realizo observacion en los campos a 1/4 t del espesor (t) de la chapa a aumento de 200 veces a 500 veces usando un microscopio optico y se tomaron fotograffas de la estructura metalica. En la presente, la fraccion en volumen de la microestructura se define como la fraccion del area en las fotograffas de la estructura metalica. A continuacion, el diametro medio de grano de la microestructura enfriada continuamente se define como sigue. En primer lugar, usando de manera intencionada el metodo de corte descrito en JIS G 0552, que se usa de manera inherente para obtener el tamano de grano del cristal de los granos de ferrita poligonal, el numero G de tamano de grano se obtuvo de la medicion. A continuacion, usando el numero G de tamano de grano obtenido, se obtuvo el numero m de los granos del cristal por 1 mm2 del area transversal a partir de la ecuacion de m = 8 x 2G. El diametro medio de grano dm obtenido a partir de este numero m usando la ecuacion de dm = 1/(Vm), se define como el diametro medio de grano de microestructura enfriada continuamente. En la presente, la microestructura enfriada continuamente (Zw) es una microestructura que se define como una estructura de transformacion en una fase intermedia entre una ferrita poligonal formada por un mecanismo de difusion y martensita en ausencia de difusion, como se describe en "Recent Research on the Bainite Structure of Low Carbon Steel and its Transformation Behavior-Final Report of the Bainite Research Committee", Comite de Investigacion de la Bainita, Sociedad de Investigacion Basica, el Instituto del Hierro y el Acero de Japon, (1.994, el Instituto del Hierro y el Acero de Japon). Esto es, como se describe en las secciones 125 a 127 de la referencia anterior en terminos de la estructura observada por microscopfa optica, la microestructura enfriada continuamente (Zw) se define como una microestructura que incluye principalmente Ferrita baimtica (a°B), Ferrita baimtica granular (aB) y ferrita Quasi-poligonal (aq) y adicionalmente incluye pequenas cantidades de austenita retenida (yr) y Martensita-austenita (MA). Teniendo en cuenta la aq, la estructura interna no aparece como resultado de ataque qmmico de la misma manera que FP, sin embargo tiene una forma acicular y asf se distingue claramente de FP. En la presente, asumiendo que se toma que la longitud de contorno del grano de cristal fijado como objetivo sea 1q y se toma que su diametro circular equivalente sea dq, los granos en que su relacion de (1 q/dq) satisface la relacion de 1 q/dq > 3,5 son aq. La microestructura enfriada continuamente (Zw) en la presente invencion se puede definir como una microestructura que incluye uno o dos o mas cualesquiera de a°B, aB, aq, yr y MA, siempre que la pequena cantidad total de yr y MA sea 3% o menor.

Se midio la razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto. La razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto en la presente invencion se define como un valor obtenido dividiendo la cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto presente en el contorno del grano, por la cantidad total del C del soluto y/o N del soluto. Este valor puede ser un valor obtenido calculando el unico valor medido del C del soluto o el N del soluto. Alternativamente, tambien se puede emplear un valor obtenido calculando el valor medido anadido del C del soluto y el N del soluto.

la cantidad total de segregacion de las caras del contorno del grano= exceso de C promedio x Rb x 12 (peso atomico de C) / 56 (peso atomico de Fe)

En la presente, Rb fue un valor definido a partir de la siguiente ecuacion, asumiendo que un lado de un grano en forma de paralelepfpedo rectangular es D y la anchura de la segregacion del contorno del grano es W = 2a (a = 2 nm). Rb = {D3 - (D - 2a)3}/D3 = 3(W/D) - 3(W/D)2 (W/D)3

La razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto es un valor obtenido dividiendo la cantidad total de segregacion de las caras del contorno del grano obtenida por lo anterior, por la cantidad de C del soluto obtenido por el metodo de friccion interna.

Seis aceros de cada acero A-2, A-3, C, E, I y K, satisfacen el intervalo de la presente invencion. Todos estos aceros son una chapa de acero laminada en caliente endurecido al horno con excelente aptitud para ser trabajado que contiene cantidades predeterminadas de componentes del acero, en que la microestructura es una microestructura enfriada continuamente con un diametro de partfcula medio de 2 a 8 pm y la razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto es 0,28 o menor. Por consiguiente, la cantidad de endurecimiento en horno (BH del 2%), la resistencia a la corrosion y el Kmite de alargamiento (LA) evaluados por el metodo descrito en la presente invencion satisfacen 70 MPa o mas, 4,0 mm o menos y 70% o menos, respectivamente.

Otros aceros distintos de los anteriores estan fuera del intervalo de la presente invencion debido a las siguientes razones. Esto es, en el acero A-1, puesto que la velocidad de enfriamiento por debajo de 500°C es mayor que 500°C/s, la microestructura que sirve como el objeto de la presente invencion no se puede obtener y no se puede obtener un lfmite de alargamiento suficientemente bajo. En el acero A-8, puesto que el tiempo hasta la iniciacion de enfriamiento es 5 segundos o mas, la microestructura que sirve como el objeto de la presente invencion no se puede obtener y no se puede obtener una cantidad de endurecimiento en horno suficiente. En el acero A-9, puesto que la temperatura final de acabado de la laminacion (TF) es menor que la temperatura del punto de transformacion Ar3, la microestructura que sirve como el objeto de la presente invencion no se puede obtener y no se puede obtener un lfmite de alargamiento suficientemente bajo. En el acero B, puesto que el contenido en Nb esta fuera del intervalo de 0,005 a 0,05% en masa (menor que 0,005% en masa), no se puede obtener una cantidad de endurecimiento en horno suficiente. En el acero F, puesto que el contenido en C esta fuera del intervalo de 0,01 a 0,2% en masa (menor que 0,01 % en masa), y no se puede obtener la microestructura que sirve como el objeto de la presente invencion, no se puede obtener una cantidad de endurecimiento en horno suficiente. En el acero J, puesto que el contenido en C esta fuera del intervalo de 0,01 a 0,2% en masa (mayor que 0,2% en masa), no se puede obtener una cantidad de endurecimiento en horno suficiente.

Usando la chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada de la presente invencion, no solo se pueden formar facilmente partes que requieren mucho trabajo, sino tambien se puede obtener una cantidad de endurecimiento en horno de 50 MPa o mas de una manera estable en un intervalo de resistencia de clase 370 a 640 MPa. Por lo tanto, la presente invencion se puede utilizar en particular para una chapa de acero para partes del automovil y un procedimiento para fabricar estas y puede contribuir a una reduccion en peso para carrocenas de automoviles a bajo coste.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada, que comprende, en terminos de % en masa, C de 0,01 a 0,2%, Si de 0,01 a 2%, Mn de 0,1 a 2%, P de 0,1% o menos, S de 0,03% o menos, Al de 0,001 a 0,1%, N de 0,01% o menos, Nb de 0,005 a 0,05%, opcionalmente uno o mas seleccionados de: Ti de 0,001 a 0,02%, B de 0,0002 a 0,002%, Cu de 0,2 a 1,2%, Ni de 0,1 a 0,6%, Mo de 0,05 a 1%, V de 0,02 a 0,2% y Cr de 0,01 a 1%,

ademas opcionalmente uno o ambos de Ca de 0,0005 a 0,005% y REM de 0,0005 a 0,02%,

siendo resto, Fe e impurezas inevitables,

en la que la microestructura es una microestructura que consiste en una microestructura enfriada continuamente que tiene un diametro medio de partfcula de 2 pm a 8 pm,

la microestructura enfriada continuamente consiste en ferrita baimtica, ferrita baimtica granular, ferrita cuasipoligonal, austenita retenida y martensita-austenita, y una cantidad total de la austenita retenida y la martensitaaustenita es del 3% o menos, y

una razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto es 0,28 o menor, la razon de abundancias de contorno del grano de C del soluto y/o N del soluto es un valor obtenido dividiendo una cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto presente en el contorno del grano, por una cantidad total del C del soluto y/o el N del soluto.

2. La chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 1, que se galvaniza.

3. Un metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada, comprendiendo el metodo: calentar una placa que contiene, en terminos de % en masa, C de 0,01 a 0,2%, Si de 0,01 a 2%, Mn de 0,1 a 2%, P de 0,1% o menos, S de 0,03% o menos, Al de 0,001 a 0,1%, N de 0,01% o menos, Nb de 0,005 a 0,05%, opcionalmente uno o mas seleccionados de Ti de 0,001 a 0,02%, B de 0,0002 a 0,002%, Cu de 0,2 a 1,2%, Ni de 0,1 a 0,6%, Mo de 0,05 a 1%, V de 0,02 a 0,2% y Cr de 0,01 a 1%, ademas opcionalmente uno o ambos de, Ca de 0,0005 a 0,005% y REM de 0,0005 a 0,02% y como el resto, Fe e impurezas inevitables, a al menos una temperatura de recalentamiento de la placa TRP que satisface la siguiente ecuacion (A):

TRP (°C) = 6.670/{2,26 - log(%Nb)(%C)} -273 ... (A)

y someter despues la placa a una laminacion en caliente, en el que en la laminacion en caliente, la placa calentada se somete a una laminacion en basto de manera que se obtiene una barra laminada en basto, la barra laminada en basto se somete a un acabado de la laminacion en un estado en que la temperatura final esta en un intervalo de temperatura del punto de transformacion Ar3 o mayor y (temperatura del punto de transformacion Ar3 100°C) o menor, de manera que se obtiene un acero laminado, el acero laminado se enfna a una velocidad de enfriamiento de 80°C/s o mayor desde una temperatura de iniciacion del enfriamiento que es la temperatura del punto de transformacion Ar3 o mayor a un intervalo de temperatura de 500°C o menor, de manera que se obtiene una chapa de acero laminada en caliente y se arrolla la chapa de acero laminada en caliente.

4. El metodo para fabricar chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 3, en el que la temperatura de iniciacion del acabado de la laminacion se fija a 1.000°C o mas.

5. El metodo para fabricar chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 3, en el que barra laminada en basto y/o el acero laminado se calienta durante el tiempo hasta la iniciacion del acabado de la laminacion y/o durante el acabado de la laminacion.

6. El metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 3, en el que el descascarillado se realiza durante el tiempo de terminacion de la laminacion en basto hasta la iniciacion del acabado de la laminacion.

7. El metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 3, en el que la chapa de acero laminada en caliente obtenida por la laminacion en caliente se sumerge en un bano de galvanizado de manera que se galvaniza la superficie de la chapa de acero laminada en caliente.

8. El metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 7, en el que se realiza un tratamiento de aleacion despues de galvanizacion.

9. El metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente para endurecimiento en horno con excelente aptitud para ser trabajada segun la reivindicacion 3, en el que el enfriamiento del acero laminado se inicia en 5 segundos despues de la terminacion del acabado de la laminacion.