ES2716991T9 - Chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia y procedimiento de fabricación de la misma - Google Patents
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Description
DESCRIPCIÓN
Chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia y procedimiento de fabricación de la misma
Campo técnico
La presente invención se refiere a una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que consigue una mejora de la conformabilidad y una propiedad de fractura y a un procedimiento de fabricación de la misma.
La presente solicitud se basa en y reivindica el beneficio de prioridad de la solicitud de patente japonesa anterior n.° 2010-053787 presentada el 10 de marzo de 2010 y la solicitud de patente japonesa anterior n.° 2010-053774 presentada el 10 de marzo de 2010.
Antecedentes de la técnica
Convencionalmente, con el objetivo de reducir el peso de una chapa de acero, se ha promovido el intento de aumentar la resistencia de una chapa de acero. En general, el aumento de resistencia de una chapa de acero provoca un deterioro de la conformabilidad tal como la capacidad de ensanchamiento de orificios. Por tanto, es importante cómo obtener una chapa de acero excelente con un equilibrio entre la resistencia a la tracción y la capacidad de ensanchamiento de orificios.
Por ejemplo, en la Bibliografía de patentes 1, se ha descrito una técnica dirigida a obtener una chapa de acero excelente con un equilibrio entre la resistencia a la tracción y la capacidad de ensanchamiento de orificios optimizando una fracción de microestructura tal como ferrita y bainita en el acero y los precipitados en una estructura de ferrita. En la Bibliografía de patentes 1, se ha descrito que se obtiene la resistencia a la tracción de 780 MPa o más y una relación de ensanchamiento de orificios del 60% o más.
Sin embargo, en los últimos años se ha requerido una chapa de acero con mayor excelencia en el equilibrio entre la resistencia a la tracción y la capacidad de ensanchamiento de orificios. Por ejemplo, se ha requerido que una chapa de acero usada para un elemento de los bajos de carrocería de un automóvil o similar tenga la resistencia a la tracción de 780 MPa o más y la relación de ensanchamiento de orificios del 70% o más.
Además, es probable que la relación de ensanchamiento de orificios varíe de forma relativa. Por tanto, para mejorar la capacidad de ensanchamiento de orificios, es importante reducir no sólo la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios sino también la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios que es un índice indicativo de las variaciones. A continuación, en la chapa de acero usada para un elemento de los bajos de carrocería de un automóvil o similar como se describió anteriormente, se ha requerido que la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios sea del 80% o más, y se ha requerido que la desviación típica a sea del 15% o menos y se ha requerido adicionalmente que sea del 10% o menos.
Sin embargo, convencionalmente, ha sido difícil cumplir estos requisitos.
Además, en el caso en que un automóvil circule sobre un bordillo o similar aplicando con ello una fuerte carga de impacto a la parte de los bajos de su carrocería, es probable que se produzca una fractura dúctil que empieza en la cara perforada de la parte de los bajos de carrocería. En particular, cuanto más alta es la resistencia de una chapa de acero, mayor es su sensibilidad a las entallas, y así la fractura a partir de un borde perforado suscita una mayor preocupación. Así, cuando una chapa de acero tiene una resistencia mayor, es importante prevenir la fractura dúctil como se describió anteriormente. Por tanto, en la chapa de acero usada como elemento estructural como por ejemplo en la parte de los bajos de carrocería como se describió anteriormente, es importante también mejorar la propiedad de fractura. La bibliografía de patentes 4 describe una chapa de acero y un tubo específicos para trabajo en hidroconformado y un procedimiento específico para la fabricación de los mismos.
Lista de citas
Bibliografía de patentes
Bibliografía de patentes 1: Publicación 
patente japonesa abierta a la inspección pública n.° 2004-339606 Bibliografía de patentes 2: Publicación 
patente japonesa abierta a la inspección pública n.° 2010-90476 Bibliografía de patentes 3: Publicación 
patente japonesa abierta a la inspección pública n.° 2007-277661 Bibliografía de patentes 4: Publicación 
patente japonesa abierta a la inspección pública n.° 2007-270197 Compendio de la invención
Problema técnico
La presente invención tiene como objeto proporcionar una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que permita mejorar la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura y un procedimiento de
fabricación de la misma.
Solución al problema
El asunto principal de la presente invención es el siguiente.
1. Una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que consiste en:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%;
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%; y
Nb: 0,001% al 0,06%,
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%, y
en donde el acero contiene opcionalmente además
B: 0,0001% al 0,005%, y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q expresado por la Expresión matemática 1 mostrada a continuación que es igual a 30,0 o más, una microestructura que está hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita o una estructura mixta con la estructura de ferrita y la estructura de bainita,
un tamaño de grano medio de granos incluidos en la microestructura que es igual a 6 pm o menos,
una relación de intensidad aleatoria de rayos X de plano {211} en una superficie laminada que es igual a 2,4 o menos, y
en una sección transversal con la dirección transversal de la chapa establecida como línea normal,
en lo que respecta a las inclusiones que tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor expresada mediante (diámetro mayor de la inclusión)/(diámetro menor de la inclusión) es igual a 8,0 o menos,
la suma total de la longitud de la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminado compuesto por varias inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más y la inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en la dirección de laminación de 30 pm o más es igual a 0,25 mm o menos,
las diversas inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminado que se congrega en la dirección de laminación y una dirección perpendicular a la dirección de laminación están separadas 50 pm o menos entre sí, y
estando la inclusión extendida predeterminada separada más de 50 |jm de todas las inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más en al menos la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación,
Q = ÍT Ü / Í? ! (Expresión matemática 1)
48 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa).
2. Una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que consiste en:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%;
Nb: 0,001% al 0,06%;
MTR: 0,0001% al 0,02%; y
Ca: 0,0001% al 0,02%,
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%, y
en donde el acero contiene opcionalmente además
B: 0,0001% al 0,005%, y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q' expresado por la Expresión matemática 1' mostrada a continuación que es igual a 30,0 o más, una microestructura que está hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita o una estructura mixta con la estructura de ferrita y la estructura de bainita,
un tamaño de grano medio de granos incluidos en la microestructura que es igual a 6 jm o menos,
una relación de intensidad aleatoria de rayos X de plano {211} en una superficie laminada que es igual a 2,4 o menos, y
en una sección transversal con la dirección transversal de la chapa establecida como línea normal,
en lo que respecta a una inclusión que tiene un diámetro mayor de 3,0 jm o más, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor expresada mediante (diámetro mayor de la inclusión)/(diámetro menor de la inclusión) es igual a 8,0 o menos,
la suma total de la longitud de la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminado compuesto por varias inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 |jm o más y la inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en la dirección de laminación de 30 jm o más es igual a 0,25 mm o menos,
las diversas inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminado que se congrega en la dirección de laminación y una dirección perpendicular a la dirección de laminación están separadas 50 jm o menos entre sí, y estando la inclusión extendida predeterminada separada más de 50 jm de todas las inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más en al menos la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación,
Q' U i l / [ £ ] I [Ca] [S] [MTR] [S] x 15 ,0 (Expresión matemática 1')
48 32 I 40 32 140 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa), [S] indica el contenido de S (% en masa), [Ca] indica el contenido de Ca (% en masa) y [MTR] indica el contenido de MTR (% en masa).
3. La chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según el punto 2, en donde
se cumple la Expresión matemática 2 mostrada a continuación, y
el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es 3,0 o menos,
0,3 ^ ([MTR]/140)/([Ca]/40) (Expresión matemática 2).
4. La chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según uno cualquiera de los puntos 1 a 3, que contiene además, en% en masa, B: 0,0001% al 0,005%.
5. La chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según el punto 4, en donde
la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida es superior a 4,5/nm2 y es 12/nm2 o menos, y
el tamaño de cementita precipitada en los bordes de grano es 2 jm o menos.
6. Un procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que comprende: la laminación de desbaste de una plancha de acero después de calentar la plancha de acero,
conteniendo la plancha de acero:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%;
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%; y
Nb: 0,001% al 0,06%,
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%; y
en donde el acero contiene opcionalmente además
B: 0,0001% al 0,005%, y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q expresado por la Expresión matemática 1 que es igual a 30,0 o más, y
realizándose la laminación de desbaste en una condición en que el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura superior a 1.150°C se convierte en el 70% o menos y el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos se convierte en no menos del 10% ni más del 25%; posteriormente, la laminación de acabado de la plancha de acero en una condición en que la temperatura de inicio es 1.050°C o más y la temperatura de acabado no es menor que Ar3 130°C ni mayor que Ar3 230°C; posteriormente, el enfriamiento de la plancha de acero a una velocidad de enfriamiento de 15°C/s o más; y posteriormente, el bobinado de la plancha de acero a 640°C o menos,
Q [Ti] / [S] (Expresión matemática 1)
48 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa.
Un procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que comprende: la laminación de desbaste de una plancha de acero después de calentar la plancha de acero,
conteniendo la plancha de acero:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%;
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%;
Nb: 0,001% al 0,06%;
MTR: 0,0001% al 0,02%; y
Ca: 0,0001% al 0,02%, y además
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%, y
V: 0,01 al 0,2%; y
en donde el acero contiene opcionalmente además
B: 0,0001% al 0,005%, y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q' expresado por la Expresión matemática 1' que es igual a 30,0 o más, y
realizándose la laminación de desbaste en una condición en que el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura superior a 1.150°C se convierte en el 70% o menos y el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos se convierte en no menos del 10% ni más del 25%; posteriormente, la laminación de acabado de la plancha de acero en una condición en que la temperatura de inicio es 1.050°C o más y la temperatura de acabado no es menor que Ar3 130°C ni mayor que Ar3 230°C; posteriormente, el enfriamiento de la plancha de acero a una velocidad de enfriamiento de 15°C/s o más; y posteriormente, el bobinado de la plancha de acero a 640°C o menos,
I I ¡ 1 / [S ]+ r[Ca] [S] [M IR ] [S]
Q' x 15,0 (Expresión matemática 1')
48 32 I 40 32 140 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa), [S] indica el contenido de S (% en masa), [Ca] indica el contenido de Ca (% en masa) y [MIR] indica el contenido de MIR (% en masa).
8. El procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según el punto 7, en donde la plancha de acero cumple la Expresión matemática 2 mostrada a continuación,
0,3 ^ ([MTR]/140)/([Ca]/40) (Expresión matemática 2).
9. El procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según uno cualquiera de los puntos 6 a 8, en donde la plancha de acero contiene además, en% en masa, B: 0,0001% al 0,005%.
Breve descripción de los dibujos
La Fig. 1A es una vista esquemática que representa un desconchado;
la Fig. 1B es una vista que muestra una fotografía del desconchado;
la Fig. 1C es una vista que muestra una fotografía del desconchado de forma similar;
la Fig. 2A es una vista que representa un procedimiento de un ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla;
la Fig. 2B es una vista que representa una probeta con entalla;
la Fig. 2C es una vista que representa una probeta con entalla después de una fractura forzada;
la Fig. 3A es una vista que representa una curva de desplazamiento de carga;
la Fig. 3B es una vista que indica un valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y un valor de resistencia a la propagación de fisuras I . M.;
la Fig. 4A es una vista que representa un ejemplo de un grupo de inclusiones;
la Fig. 4B es una vista que representa un ejemplo de una inclusión extendida;
la Fig. 4C es una vista que representa otro ejemplo del grupo de inclusiones;
la Fig. 4D es una vista que representa otro ejemplo más del grupo de inclusiones;
la Fig. 4E es una vista que representa otro ejemplo de la inclusión extendida;
la Fig. 5A es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios;
la Fig. 5B es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios de forma similar;
la Fig. 6A es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios;
la Fig. 6B es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios de forma similar;
la Fig. 7 es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M.;
la Fig. 8 es una vista que representa la relación entre el valor numérico del parámetro Q' y la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión;
la Fig. 9A es una vista que representa un ejemplo de la relación de la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión con respecto al coeficiente de reducción acumulado de laminación de desbaste en una zona de temperatura superior a 1.l5o°C;
la Fig. 9B es una vista que representa un ejemplo de la relación del máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión con respecto al coeficiente de reducción acumulado de laminación de desbaste en una zona de temperatura superior a 1.150°C;
la Fig. 9C es una vista que representa un ejemplo de la relación de la intensidad de plano {211} con respecto al coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos;
Fig. 9D es una vista que representa un ejemplo de la relación de un tamaño de grano medio de una microestructura con respecto al coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos;
la Fig. 10A es una vista que representa otro ejemplo de la relación de la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de una inclusión con respecto al coeficiente de reducción acumulado de laminación de desbaste en una zona de temperatura superior a 1.150°C;
la Fig. 10B es una vista que representa otro ejemplo de la relación del máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión con respecto al coeficiente de reducción acumulado de laminación de desbaste en una zona de temperatura superior a 1.150°C;
la Fig. 10C es una vista que representa otro ejemplo de la relación de la intensidad de plano {211} con respecto al coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos;
la Fig. 10D es una vista que representa otro ejemplo de la relación de un tamaño de grano medio de una microestructura con respecto al coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos;
la Fig. 11A es una vista que representa un ejemplo de la existencia o ausencia del desconchado en la relación entre la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida y la temperatura de bobinado;
la Fig. 11B es una vista que representa otro ejemplo de la existencia o ausencia del desconchado en la relación entre la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida y la temperatura de bobinado;
la Fig. 12A es una vista que representa un ejemplo de la relación entre el tamaño de la cementita de borde de grano y la relación de ensanchamiento de orificios;
la Fig. 12B es una vista que representa otro ejemplo de la relación entre el tamaño de la cementita de borde de grano y la relación de ensanchamiento de orificios;
la Fig. 13A es una vista que representa un ejemplo de la relación entre la temperatura de bobinado y el tamaño de la cementita de borde de grano; y
la Fig. 13B es una vista que representa otro ejemplo de la relación entre la temperatura de bobinado y el tamaño de la cementita de borde de grano.
Descripción de las realizaciones
A continuación se explicarán realizaciones de la presente invención.
En primer lugar se explicará la investigación fundamental que condujo a la obtención de la presente invención. Los autores de la presente invención realizaron las siguientes investigaciones con el fin de examinar las causas predominantes en relación con la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura de una chapa de acero que tiene una estructura de ferrita y una estructura de bainita como fase principal.
Los autores de la presente invención realizaron laminación en caliente, enfriamiento, bobinado, y así sucesivamente en las condiciones recogidas en la Tabla 5 y la Tabla 9 que se describirán más adelante, en aceros de muestra de composiciones de acero 1A1 a 1W3 y 2A1 a 2W3 como se recoge en la Tabla 4 y la Tabla 8 que se describirán más adelante para fabricar así chapas de acero laminado en caliente todas las cuales tienen un grosor de 2,9 mm.
A continuación, se midió la resistencia a la tracción, la capacidad de ensanchamiento de orificios como la media Amedia y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, y la propiedad de fractura en las chapas de acero laminado en caliente obtenidas. Además, se examinó la microestructura, la textura y las inclusiones en las chapas de acero laminado en caliente obtenidas.
Además, se examinó también el valor n (un coeficiente de endurecimiento de trabajo) y la resistencia al desconchado en las chapas de acero laminado en caliente obtenidas. A continuación se explicará el desconchado. Cuando se realiza una perforación de la chapa de acero, como se representa en la Fig. 1A a la Fig. 1C, se produce una cara de borde perforada 4 que incluye una cara de cizalla 2 y una cara fracturada 3, y una dispersión de cizalla 1. Además, en la cara de cizalla 2 y/o la cara fracturada 3, a veces se forma una grieta o fisura diminuta 5. Dicha grieta o fisura diminuta 5 se produce de manera que entra dentro de la chapa de acero desde la cara de borde en paralelo con la superficie de la chapa de acero. Además, a veces se forma una pluralidad de grietas o fisuras diminutas 5 en la dirección de grosor de la chapa. En este caso, la grieta y fisura diminuta se denomina genéricamente desconchado. El desconchado suele producirse con independencia de si la capacidad de ensanchamiento de orificios es buena o mala, y cuando el desconchado existe, se da a veces el caso de que la fisura se extiende desde el desconchado para provocar una grieta por fatiga.
En la evaluación de la resistencia a la tracción, a partir de una parte de anchura de 1/2 chapa de cada uno de los aceros de muestra, se preparó una probeta n.° 5 descrita en la norma JIS Z 2201 de manera que se preparó la dirección longitudinal de la probeta en paralelo con la dirección transversal de la chapa. A continuación, se realizó un ensayo de tracción basado en el procedimiento descrito en la norma JIS Z 2241 para medir la resistencia a la tracción de cada una de las probetas obtenidas. Además, basándose en cada uno de los valores medidos por el ensayo de tracción, se calculó una tensión real y un esfuerzo real, y basándose en la tensión real y el esfuerzo real calculados, se obtuvo el valor n (coeficiente de endurecimiento de trabajo).
En la evaluación de la capacidad de ensanchamiento de orificios, se preparó una probeta que tenía una longitud en la dirección de laminación de 150 mm y una longitud en la dirección transversal de la chapa de 150 mm a partir de una parte de anchura de 1/2 chapa de cada uno de los aceros de muestra. A continuación, basándose en el procedimiento descrito en la norma JFS T 1001-1996 de la Japan Iron and Steel Federation Standard, se llevó a cabo un ensayo de ensanchamiento de orificios para medir la relación de ensanchamiento de orificios de cada una de las probetas. En la evaluación de la capacidad de ensanchamiento de orificios, las diversas probetas, por ejemplo, las 20 probetas se prepararon a partir del acero de muestra individual, y las relaciones de ensanchamiento de orificios de las probetas respectivas se promediaron aritméticamente para calcular la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y para calcular también la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios. Cuando se preparan N piezas de las probetas a partir del acero de muestra individual, la desviación típica a se expresa mediante la Expresión matemática 3 mostrada a continuación.
(Expresión matemática 3)
a 2 = 1 ^ " =1(A ¡ - Amed¡a )2 (Expresión matemática 3)
(Ai indica la relación de ensanchamiento de orificios de la probeta i-ésima de la pluralidad de probetas).
En el ensayo de ensanchamiento de orificios, se usó un punzón de perforación que tenía un diámetro de 10 mm. Además, la tolerancia de perforación obtenida dividiendo la tolerancia entre el punzón de perforación y el orificio de la estampa por el grosor de la probeta se ajustó en el 12,5%, y se proporcionó un orificio perforado que tenía un diámetro de orificio inicial (D0) de 10 mm en la probeta. A continuación, se presionó con un punzón cónico que tenía un ángulo de vértice de 60° en el orificio perforado desde la misma dirección que la perforación, y se midió el diámetro interior del orificio Df en el momento en que una fisura formada en una cara de borde perforada penetró en la dirección de grosor de la chapa. La relación de ensanchamiento de orificios se obtuvo mediante la Expresión matemática 4 mostrada a continuación. En este caso, la penetración, de la fisura, en la dirección de grosor de la chapa se confirmó visualmente.
A (%) = [(Df - D0) / D0] x 100 Expresión matemática 4
En la evaluación de la resistencia al desconchado, basándose en el procedimiento descrito anteriormente que se describe en la norma JFS T 1001-1996 de la Japan Iron and Steel Federation Standard, la perforación se realizó con respecto a una única probeta para observar visualmente una cara de borde perforada de la probeta. La tolerancia en la realización de la perforación se ajustó en el 25% considerando la variación de la condición de la perforación. Además, el diámetro del orificio perforado se ajustó en 10 mm. Cuando el área en la que se produjo el desconchado en la circunferencia de la cara de borde estaba comprendida en 20 grados o más vista desde el centro del círculo en términos de ángulo, se determinó que existía “formación”, y cuando el área estaba comprendida entre más de 0 grados y menos de 20 grados en términos de ángulo, se determinó que existía una “formación ligera”, y cuando no se produjo desconchado, se determinó “nada”. En este caso, la “formación” se convierte en la práctica en un problema, pero la “formación ligera” está dentro de un intervalo admisible en la práctica.
La propiedad de fractura se evaluó mediante un valor de resistencia a la formación de fisuras Jc (J/m2) y un valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. (módulo de desgarro) (J/m3) obtenidos por un ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla, y una temperatura de transición para aparición de fractura (°C) y energía de Charpy absorbida (J) obtenida por un ensayo de impacto de Charpy. El valor de resistencia a la formación de fisuras Jc indica la resistencia a la formación de una fisura en una chapa de acero que forma un elemento estructural cuando se aplica una carga de impacto al mismo (inicio de fractura), y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. indica la resistencia a una fractura a gran escala de una chapa de acero que forma un elemento estructural. Es importante mejorar los valores anteriores de manera que no pongan en riesgo la seguridad del elemento estructural cuando se aplica una carga de impacto al mismo. Sin embargo, convencionalmente no se ha propuesto ninguna técnica dirigida a mejorar el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M.
En el ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla, se prepararon cinco o más probetas con entalla 11 cada una de las cuales tenía una entalla 12 proporcionada en la misma como se representa en la Fig. 2A y la Fig. 2B a partir del acero de muestra individual de manera que la dirección longitudinal de la probeta se disponga en paralelo con la dirección transversal de la chapa. En este caso, la profundidad a de la entalla 12 se ajustó en 2,6 mm y la anchura de la entalla 12 se ajustó en 0,1 mm. Además, la dimensión, de la probeta con entalla 11, en la dirección de laminación se ajustó en 5,2 mm y el grosor B se ajustó en 2,6 mm. A continuación, como se representa en la Fig. 2A, se fijaron las dos partes de extremo de la probeta con entalla 11, en la dirección longitudinal a un punto de soporte 13, y se ajustó la parte media de la probeta con entalla 11 en un punto de carga 14, y en la condición en que se modificó de diversas formas la magnitud de desplazamiento del punto de carga (ataque), se realizó un ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla en relación con la probeta con entalla 11. El diámetro del punto de soporte 13 se ajustó en 5 mm y la separación entre los puntos de soporte 13 se ajustó en 20,8 mm. Posteriormente, se llevó a cabo un tratamiento con calor en el que la probeta con entalla 11 se mantuvo a 250°C durante 30 minutos en la atmósfera y a continuación se enfrió con aire con respecto a la probeta con entalla 11 sobre la cual se había realizado el ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla, y se realizó coloración por oxidación en la fractura 16 formada por el ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla. Posteriormente, la probeta con entalla 11 se enfrió a una temperatura de nitrógeno líquido con nitrógeno líquido, y a continuación a la temperatura, se forzó la fractura de la probeta con entalla 11 de manera que una fisura pudo extenderse en la dirección en profundidad de la entalla desde la entalla 12 en la probeta con entalla 11. Como se representa en la Fig. 2C, la fractura 17 formada por el ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla se hizo claramente visible por la coloración por oxidación y se dispuso entre la superficie de la entalla 16 y la fractura 18 formada por la fractura forzada. A continuación, se observó la fractura 17 formada por el ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla tras la fractura forzada, y basándose en la Expresión matemática 5 mostrada a continuación, se obtuvo la extensión de la fisura Aa (m).
Aa = (L1 L2 L3) / 3 Expresión matemática 5
La Fig. 3A es una curva de desplazamiento de carga obtenida por un ensayo de flexión en tres puntos en probeta con entalla realizado en una condición de ataque predeterminada. La energía de trabajo A (J) correspondiente a la energía aplicada a la probeta en el ensayo se obtuvo basándose en la curva de desplazamiento de carga, y el parámetro J (J/m2) se obtuvo basándose en la Expresión matemática 6 mostrada a continuación con la energía de trabajo A, el grosor B (m) de la probeta y un ligamiento b (m). El ligamiento b significa en este caso la longitud en la dirección de profundidad de la entalla de la parte distinta de la entalla en la sección transversal que incluye la entalla 12 en la probeta con entalla 11.
J = 2 x energía de trabajo A/{grosor B x ligamiento b} Expresión matemática 6 Además, como se representa en la Fig. 3B, la relación entre la extensión de fisura Aa (m) de la probeta con entalla 11 y el parámetro J (J/m2) se expresó en una gráfica. A continuación, se obtuvo un valor en el eje vertical (el valor del parámetro J) de un punto de intersección de una línea La que tenía una inclinación de “3 x (YP TS)/2” y que pasaba a través del origen y se obtuvo una línea de regresión primaria Lb con respecto a la extensión de fisura Aa y el parámetro J, y el valor se ajustó al valor de resistencia a la formación de fisuras Jc (J/m2) que es un valor que indica la resistencia a la formación de fisuras del acero de muestra. Además, se obtuvo también la inclinación de la
línea de regresión primaria Lb y se ajustó al valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. (J/m3) que indica la resistencia a la propagación de fisuras del acero de muestra. El valor de resistencia a la formación de fisuras Jc es un valor correspondiente a la energía de trabajo por unidad de área necesaria para hacer que se produzca una fisura, e indica la resistencia a la formación de una fisura de una chapa de acero que forma un elemento estructural cuando se aplica a la misma una carga de impacto (inicio de fractura). El valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. es un valor que es un índice que indica el grado de la energía de trabajo necesaria para extender la fisura, e indica resistencia una fractura a gran escala de una chapa de acero que forma un elemento estructural. En el ensayo de impacto de Charpy, se preparó una probeta con entalla en V descrita en la norma JIS 22242 a partir de cada uno de los aceros de muestra de manera que la dirección longitudinal de la probeta se formara en paralelo con la dirección transversal de la chapa. A continuación, se realizó el ensayo con la probeta con entalla en V basándose en el procedimiento descrito en la norma JIS 22242. La probeta se ajustó en una probeta de dimensiones reducidas que tenía un grosor de 2,5 mm. La temperatura de transición para aparición de fractura y la energía de Charpy absorbida se obtuvieron basándose en la norma JIS Z2242. A continuación, para la evaluación se usaron la temperatura de transición para aparición de fractura para la que el porcentaje de fractura dúctil se convirtió en el 50% y la energía de Charpy absorbida obtenida en un ensayo temperatura fijado a temperatura ambiente (23°C ± 5°C).
En el examen de la microestructura y las inclusiones, se observó una posición de anchura de 1/4 chapa de cada una de las chapas de acero. En la observación, se cortó una muestra de manera que quedara expuesta una sección transversal con la dirección transversal de la chapa fijada como una línea normal (que en lo sucesivo se denominará sección transversal L), y se pulió la sección transversal y posteriormente se sometió la sección transversal a corrosión con un reactivo de nital. A continuación, usando un microscopio óptico, la observación se realizó con un aumento de 200 a 500. Además, en el examen de la microestructura, por un procedimiento similar al procedimiento anterior, la corrosión se realizó con una solución de repelente de corrección, y se observó martensita en forma de islas.
En el examen de la textura, se midió una relación de intensidad aleatoria de rayos X. La relación de intensidad aleatoria de rayos X significa en este caso un valor numérico obtenido de manera que la intensidad de difracción de rayos X de una muestra patrón que no tiene integración en una orientación en particular y que tiene una distribución de orientación aleatoria y la intensidad de difracción de rayos X del acero de muestra para su medición se miden mediante una medida de difracción de rayos X, y la intensidad de difracción de rayos X obtenida del acero de muestra se divide por la intensidad de difracción de rayos X de la muestra patrón. Esto significa que cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X en una orientación determinada es mayor, la cantidad de la textura que tiene un plano cristalino en la orientación en particular es grande en la chapa de acero.
La medida de difracción por rayos X se realizó usando un procedimiento de difractómetro usando un tubo de rayos X apropiado, o similar. En la preparación de una muestra para la medida de difracción por rayos X, se cortó una probeta a partir de una posición de anchura de 1/2 chapa de la chapa de acero de un tamaño de 20 mm en la dirección transversal de la chapa y 20 mm en la dirección de laminación, y por pulido mecánico, se pulió la muestra a una posición de grosor de 1/2 chapa en la dirección de grosor de la chapa, y a continuación se retiró la deformación por pulido electrolítico o similar. A continuación, se llevó a cabo la medida de difracción por rayos X de la posición de grosor de 1/2 chapa de la muestra obtenida.
Es sabido que un tamaño de grano medio de la microestructura tiene un efecto en la temperatura de transición para aparición de fractura. Así, cuando se examinaba la microestructura, se midió el tamaño de grano medio de la microestructura. En la medida del tamaño de grano medio, en primer lugar, en una parte de la parte central del grosor de la chapa de la sección transversal L en la posición de anchura de 1/4 chapa de la chapa de acero para su medición, que es 500 pm en la dirección de grosor de la chapa y 500 pm en la dirección de laminación, se examinó la distribución de orientación cristalina de la parte con un paso de 2 pm mediante un procedimiento EBSD. A continuación, se conectaron los puntos que tenían una diferencia de orientación de 15° o más mediante un segmento lineal, y el segmento lineal se consideró un borde de grano. A continuación, se obtuvo la media numérica de diámetros de grano equivalentes circulares rodeados por el borde de grano y se ajustó como el tamaño de grano medio.
Además, en el examen de las inclusiones, basándose en la idea siguiente, se midió la suma total M de la longitud de la dirección de laminación de la inclusión (mm/mm2) que se definirá como se describe más adelante.
La inclusión forma huecos en el acero durante la deformación de la chapa de acero y promueve la fractura dúctil para provocar el deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios. Además, cuando la forma de la inclusión es una forma extendida más larga en la dirección de laminación, aumenta la concentración de tensión en las proximidades de la inclusión, y de acuerdo con el fenómeno, aumenta el efecto por el cual la inclusión deteriora la capacidad de ensanchamiento de orificios. Convencionalmente, es sabido que cuanto mayor es la longitud de dirección de laminación de la inclusión individual, más se deteriora la capacidad de ensanchamiento de orificios. Los autores de la presente invención determinaron que de forma similar a la inclusión extendida individual, un grupo de inclusiones formado por un grupo de inclusiones compuestas de manera que la inclusión extendida y la inclusión
esférica se distribuyen en la dirección de laminación que es la dirección de propagación de fisuras dentro de un intervalo de separación predeterminado afecta también al deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios. Este hecho puede entenderse dado que por el efecto sinérgico del esfuerzo que se introducirá en las proximidades de cada una de las inclusiones que componen el grupo de inclusiones durante la deformación de la chapa de acero, se produce una gran concentración de tensión en las proximidades del grupo de inclusiones. Se determinó que cuantitativamente, el grupo de inclusiones formadas por un grupo de las inclusiones alineadas con una separación de 50 |jm o menos con la inclusión diferente adyacente en una línea en la dirección de laminación afecta a la capacidad de ensanchamiento de orificios al igual que la inclusión individual extendida a la longitud casi igual a la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones. La línea en la dirección de laminación en este caso significa una línea virtual extendida en la dirección de laminación.
Así, con el fin de evaluar la capacidad de ensanchamiento de orificios, la inclusión que tiene la forma como se explica y se muestra a continuación y colocada como se explica y se muestra a continuación se determinó como un objeto para su medición.
En primer lugar, la inclusión para su medición se limitó sólo a aquellas que tenían tiene un diámetro mayor de 3,0 jm o más. Este hecho puede entenderse porque el efecto de la inclusión que tiene un diámetro mayor de menos de 3,0 jm en el deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios es reducido. Además, el diámetro mayor en este caso significa el diámetro más largo que se observa en una forma en sección transversal de la inclusión, y en muchos casos es un diámetro en la dirección de laminación.
A continuación, un grupo de las inclusiones alineadas con una separación de 50 jm o menos de la inclusión diferente adyacente en la línea en la dirección de laminación se contempló como un grupo de inclusiones individual y se midió la longitud de la dirección de laminación L1 del grupo de inclusiones, y el grupo de inclusiones que tenía la longitud de dirección de laminación L1 de 30 jm o más se determinó como un objeto para evaluación. Es decir, en el caso en que las diversas inclusiones están alineadas en la línea en la dirección de laminación, si existen las dos inclusiones separadas 50 jm o menos entre sí en la dirección de laminación, se establece que están contenidas en el grupo de inclusiones individual, y además, si la inclusión diferente está separada 50 jm o menos de al menos una de estas dos inclusiones, se establece que esta inclusión también está contenida en el grupo de inclusiones. A continuación, en la presente invención, el grupo de inclusiones se define por la repetición de la relación posicional entre dichas inclusiones entre sí. Sólo es necesario que el número de inclusiones contenidas en el grupo de inclusiones sea dos o más. Por ejemplo, como se representa en la Fig. 4A, se establece que cinco inclusiones 21a a 21e todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más estén alineadas en la línea en la dirección de laminación. Además, se establece que una separación X entre la inclusión 21a y la inclusión 21b sea superior a 50 jm, la separación X entre la inclusión 21b y la inclusión 21c sea de 50 jm o menos, la separación X entre la inclusión 21c y la inclusión 21d sea de 50 jm o menos, y la separación X entre la inclusión 21c y la inclusión 21d sea superior a 50 jm . En este caso, un grupo de las inclusiones 21b a 21d se contempla como un grupo de inclusiones, y si la longitud de dirección de laminación L1 del grupo de inclusiones es de 30 jm o más, el grupo de inclusiones se determina como un objeto para evaluación.
Además, aun cuando existiera una inclusión separada más de 50 jm de la inclusión diferente adyacente en la línea en la dirección de laminación, se midió una longitud de la dirección de laminación L2 de la inclusión y la inclusión que tenía la longitud de dirección de laminación L2 de 30 jm o más se determinó como un objeto para evaluación. Por ejemplo, como se representa en la Fig. 4B, se establece que tres inclusiones 21f a 21h todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más estén alineadas en la línea en la dirección de laminación. Además, se establece que la separación X entre la inclusión 21f y la inclusión 21g sea superior a 50 jm y la separación X entre la inclusión 21g y la inclusión 21h sea superior a 50 jm . Además, se establece que la longitud de dirección de laminación L2 de cada de la inclusión 21f y la inclusión 21h sea menor que 30 jm, y la longitud de dirección de laminación L2 de la inclusión 21g sea 30 jm o más. En este caso, la inclusión 21g se determina como un objeto para evaluación. Debe observarse que, en el caso de que exista otra inclusión separada 50 jm o menos en la dirección perpendicular a la dirección de laminación como se describirá más adelante, se establece que el grupo está compuesto con la otra inclusión.
A su vez, el motivo por el cual el objeto para su medición se limitó al grupo de inclusiones que tenía la longitud de dirección de laminación L1 de 30 jm o más y la inclusión que tenía la longitud de dirección de laminación L2 de 30 jm o más puede entenderse porque el efecto del grupo de inclusiones que tenía la longitud de dirección de laminación L1 de menos de 30 jm y la inclusión que tenía la longitud de dirección de laminación L2 de menos de 30 jm en el deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios es reducido.
Como resulta claro a partir de la explicación descrita anteriormente, aun cuando exista una inclusión que tiene la longitud de dirección de laminación de 30 jm o más, si la inclusión existe a una separación de 50 jm o menos de la inclusión diferente adyacente en la línea en la dirección de laminación, la inclusión forma parte de un grupo de inclusiones. Por ejemplo, como se representa en la Fig. 4C, se establece que cuatro inclusiones 21i a 21l todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más están alineadas en la línea en la dirección de laminación. Además, se establece que la separación X entre la inclusión 21i y la inclusión 21j es superior a 50 jm, la separación X entre la inclusión 21j y la inclusión 21 k es de 50 jm o menos, y la separación X entre la inclusión 21 k y la inclusión 211 es superior a 50 jm. Además, se establece que la longitud de dirección de laminación L2 de cada una de las
inclusiones 21i, 21k y 211 es menor que 30 |jm, y la longitud de dirección de laminación L2 de la inclusión 21j es de 30 jm o más. En este caso, el grupo de las inclusiones 21j y 21k se contempla como un grupo de inclusiones, y este grupo de inclusiones se determina como un objeto para evaluación. En lo sucesivo, la inclusión que no está contenida en ninguno de los grupos de inclusiones y tiene la longitud de dirección de laminación L2 de 30 jm o más se denomina a veces “inclusión extendida”.
Además, incluso si entre las dos inclusiones que no existen en una línea en la dirección de laminación estrictamente cada una de las cuales tiene un diámetro mayor de 3,0 jm o más, la separación en la dirección perpendicular a la dirección de laminación es de 50 jm o menos, a veces se produce una gran concentración de tensión en las proximidades de estas inclusiones. Así, aun cuando existe un grupo de las diversas inclusiones que no están alineadas en la línea en la dirección de laminación, si la separación en la dirección de laminación entre las inclusiones y la separación en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre las inclusiones son cada una de 50 jm o menos, se contempla que las inclusiones componen un grupo de inclusiones.
Por ejemplo, como se representa en la Fig. 4D, se establece que en la chapa de acero están dispersas seis inclusiones 21m a 21r todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más. Además, se establece que la separación X en la dirección de laminación entre la inclusión 21o y la inclusión 21p y la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21o y la inclusión 21p son cada una de 50 jm o menos, y la separación X en la dirección de laminación entre la inclusión 21p y la inclusión 21q y la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21p y la inclusión 21q son cada una de 50 jm o menos. Además, se establece que la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21m y la inclusión 21o es superior a 50 jm, la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21n y la inclusión 21p es superior a 50 jm y la separación X en la dirección de laminación entre la inclusión 21q y la inclusión 21r es superior a 50 jm. En este caso, el grupo de las inclusiones 21o a 21q se contempla como un grupo de inclusiones, y si la longitud de dirección de laminación L1 de este grupo de inclusiones es de 30 jm o más, este grupo de inclusiones se determina como un objeto para evaluación.
Además, por ejemplo, como se representa en la Fig. 4E, se establece que en la chapa de acero están dispersas cuatro inclusiones 21s a 21v todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más. Además, se establece que la separación X en la dirección de laminación entre la inclusión 21s y la inclusión 21u y la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21s y la inclusión 21u son todas superiores a 50 jm, la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21t y la inclusión 21u es superior a 50 jm y la separación X en la dirección de laminación entre la inclusión 21v y la inclusión 21u es superior a 50 jm. Además, se establece que la longitud de dirección de laminación L2 de la inclusión 21u es de 30 jm o más. En este caso, la inclusión 21u se contempla como una inclusión extendida que se establecerá como un objeto para evaluación. Sin embargo, si la separación X en la dirección de laminación entre la inclusión 21t y la inclusión 21u y la separación Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21t y la inclusión 21u son cada una de 50 jm o menos, incluso en el caso en que no estén alineadas en la línea en la dirección de laminación, el grupo de la inclusión 21t y la inclusión 21u se contemplan como un grupo de inclusiones. En la evaluación de la capacidad de ensanchamiento de orificios, en primer lugar, se midió la longitud de dirección de laminación L1 de todos los grupos de inclusiones observados en un único campo visual y la longitud de dirección de laminación L2 de todas las inclusiones extendidas observadas en el mismo campo visual y se obtuvo la suma total L (mm) de las longitudes de la dirección de laminación L1 y L2. A continuación, se obtuvo un valor numérico M (mm/mm2) con la suma total L obtenida basándose en la Expresión matemática 7 mostrada a continuación, y el valor numérico M obtenido se definió como la suma total M de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y la inclusión extendida por unidad de área (1 mm2) (en lo sucesivo, la suma total M de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y la inclusión extendida recibe a veces el nombre de “suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión”). A continuación, se examinó la relación entre esta suma total M y la capacidad de ensanchamiento de orificios. Debe observarse que S en la Expresión matemática 7 es el área del campo visual observado (mm2).
M = L/S Expresión matemática 7
En este caso, el motivo por el cual a partir de la suma total L de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y la inclusión extendida se obtuvo no la media de la longitud de dirección de laminación sino la suma total M por unidad de área es el siguiente.
Puede entenderse que durante la deformación de una chapa de acero, cuando el número de grupos de inclusiones e inclusiones extendidas (grupo de inclusiones y demás) es reducido, la fisura se propaga de manera que los huecos generados alrededor de estos grupos de inclusiones y demás no están conectados, pero cuando el número de grupo de inclusiones y demás es grande, los huecos alrededor del grupo de inclusiones y demás están conectados de forma continua para formar un largo hueco continuo, y con ello se promueve la fractura dúctil. Dicho efecto del número del grupo de inclusiones y demás no puede indicarse mediante la media de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y demás, pero puede indicarse por la suma total M por unidad de área. Desde este punto de vista, se obtuvo la suma total M por unidad de área de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y demás.
Así pues, los detalles se describirán más adelante, pero según el ensayo realizado por los autores de la presente invención, en lo que respecta al grupo de inclusiones y la inclusión extendida todas las cuales tienen una longitud en la dirección de laminación de 30 |jm o más, existía una clara correlación entre la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios. Por otra parte, en lo que respecta al grupo de inclusiones y la inclusión extendida todas las cuales tienen una longitud en la dirección de laminación de 30 jm o más, no se observó una correlación significativa entre la media de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y demás y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios. Es decir, se dedujo que es difícil indicar el grado de la capacidad de ensanchamiento de orificios mediante la media de la longitud de dirección de laminación del grupo de inclusiones y demás.
Además, durante la deformación de una chapa de acero, en una parte de la tensión que se concentra por la deformación, se produce una fisura y tiene lugar la propagación de la fisura a partir del grupo de inclusiones y la inclusión extendida. En el caso en concreto en que la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es grande, la tendencia anterior se acentúa, y así el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. disminuyen. Además, la energía de Charpy absorbida que es la energía requerida para la fractura de la probeta en una zona de temperatura en donde tiene lugar la fractura dúctil es un índice en el que influyen el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. Por tanto, en el caso en que la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es grande, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. disminuyen y la energía de Charpy absorbida también disminuye.
Desde este punto de vista, en la investigación fundamental, la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura se evaluaron usando la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M., la energía de Charpy absorbida, y así sucesivamente.
Además, en el examen de una inclusión, por ejemplo para cada una de las inclusiones en un campo visual, se midió la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión expresada por el diámetro mayor de la inclusión/el diámetro menor de la inclusión, y se identificó el máximo obtenido de las relaciones entre diámetro mayor/diámetro menor de las inclusiones en el campo visual. Esto se debe a que incluso en el caso en que la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es igual, cuando la forma de cada una de las inclusiones es circular y la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es reducida, la concentración de tensión en las proximidades de la inclusión disminuye durante la deformación de la chapa de acero, y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida mejoran. Además, con el experimento, se determinó que existe una correlación entre el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, y así también desde el punto de vista de evaluación de la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, se midió el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión.
La chapa de acero obtenida en las condiciones de laminación en caliente como se describió anteriormente era tal que la resistencia a la tracción estaba distribuida en un intervalo de 780 a 830 MPa y la microestructura era una estructura de ferrita o una estructura de bainita como fase principal.
La Fig. 5A y la Fig. 5B son vistas que representan cada una la relación entre la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios. La Fig. 6A y la Fig. 6B son vistas que representan cada una la relación entre la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios. La Fig. 7 es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. La Fig. 5A y la Fig. 6A representan cada una la relación del caso de uso de las composiciones de acero 1A1 a 1W3 recogidas en la Tabla 4, y la Fig. 5B y la Fig. 6B representan cada una la relación del caso de uso de las composiciones de acero 2A1 a 2W3 recogidas en la Tabla 8. La Fig. 7 representa la relación en el caso de uso de un acero que contiene, en% en masa, C: 0,03% al 0,04%, Si: 0,01% al 1,05%, Mn: 0,7% al 1,9%, P: 0,0008% al 0,01%, S: 0,001% al 0,005%, Al: 0,02% al 0,04%, Ti: 0,12% al 0,18%, MTR: 0% al 0,004%, Ca: 0% al 0,004%, Nb: 0% al 0,04% y V: 0% al 0,02%, y estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables.
Se determina que como se representa en la Fig. 5A y la Fig. 5B, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios de la chapa de acero es mejor cuando la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es menor y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es menor. Además, se determina que como se representa en la Fig. 6A y la Fig. 6B, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios es mejor cuando el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión es menor. A su vez, los resultados experimentales representados en la Fig. 5A, la Fig. 5B, la Fig. 6A y la Fig. 6B cumplen las condiciones de la chapa de acero laminado en caliente según la presente invención en términos de la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} (que en lo sucesivo se denomina también intensidad del plano {211}), y así sucesivamente, excepto con la condición referente a la suma total M de la longitud de dirección de laminación
de la inclusión y la condición referente al máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor.
A partir de la Fig. 5A, la Fig. 5B, la Fig. 6A y la Fig. 6B se determina que, en cuanto que la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es 0,25 mm/mm2 o menos y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es 8,0 o menos, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios puede ser del 80% o más y la desviación típica a puede ser del 15% o menos. Además, se determina también que, cuando el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es 3,0 o menos, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios puede ser del 85% o más y la desviación típica a puede ser del 10% o menos. Así, en la presente invención, cuando todas las inclusiones tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más, la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión se ajusta a 0,25 mm/mm2 o menos y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión se ajusta a 8,0 o menos. Además, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión se ajusta preferiblemente a 3,0 o menos.
Además, es importante mejorar el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. para impedir la fractura de una chapa de acero que compone un elemento estructural. El valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M., como se representa en la Fig. 7, influye en la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión, y se deduce que cuando aumenta la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión, disminuye el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M.
Además, los autores de la presente invención determinaron que el grupo de inclusiones y la inclusión extendida son MnS extendido por la laminación y un residuo de un material de desulfuración aplicado para desulfuración en una fase de fabricación de acero. Como se describió anteriormente, el grupo de inclusiones y la inclusión extendida incrementan la suma total M de la longitud de dirección de laminación y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión para provocar el deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M., y así sucesivamente. Los autores de la presente invención determinaron que en el caso en que se añade MTR y Ca, las formas de precipitados como CaS que precipita de manera que no se usa óxido o sulfuro de MTR como núcleo y aluminato de calcio que es una mezcla de CaO y alúmina también se extienden ligeramente en la dirección de laminación. Los autores de la presente invención determinaron que estas inclusiones también aumentan la suma total M de la longitud de dirección de laminación y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión para provocar el deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios y así sucesivamente.
A continuación, como consecuencia de la investigación de un procedimiento de fabricación para suprimir estas inclusiones con el fin de conseguir una mejora de la capacidad de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M., y así sucesivamente, se deduce que son importantes las siguientes condiciones.
En primer lugar, para suprimir MnS, es importante reducir el contenido de S que se une a Mn. Por tanto, en la presente invención, el contenido de S se ajusta al 0,01% o menos. Además, en el acero con Ti añadido, se forma TiS a una temperatura superior que la zona de temperatura en donde se forma MnS, de manera que es posible reducir el contenido de S que se une a Mn. Incluso en el acero al que se ha añadido MTR y Ca, es posible de forma similar reducir el contenido de S que se une a Mn mediante precipitación de sulfuros de MTR y Ca. Así, para suprimir MnS, es importante contener Ti, MTR y Ca en una mayor proporción que el contenido total de S estequiométricamente.
Como consecuencia del examen de la relación entre el valor numérico del parámetro Q' expresado por la Expresión matemática 1' y la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión basándose en dicha idea, se deduce que como se representa en la Fig. 8, cuando el valor numérico del parámetro Q' es 30,0 o más, puede obtenerse la suma total M de 0,25 mm/mm2 o menos, que se necesita en la presente invención. La Fig. 8 representa la relación en el caso de uso de un acero similar al de la Fig. 7. Además, se deduce también que, cuando el valor numérico del parámetro Q' es 30,0 o más, puede obtenerse el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión de 8,0 o menos, que se necesita en la presente invención, aunque no se ilustra. Así pues, en la presente invención, el valor del parámetro Q' se ajusta a 30,0 o más. A su vez, en el caso en que el acero no contiene MTR y Ca, puede usarse el parámetro Q expresado por la Expresión matemática 1 en lugar del parámetro Q'. En este caso, también puede optarse simplemente por reducir el contenido de S para suprimir el contenido de MnS, pero en este caso, la carga de fabricación en un proceso de desulfuración aumenta y además el material de desulfuración usado en el proceso de desulfuración puede mantenerse, y por consiguiente, aumenta el contenido de las inclusiones extendidas. Por tanto, es especialmente efectivo ajustar el valor numérico del parámetro Q' a 30,0 de manera que el contenido de MnS puede suprimirse no reduciendo el contenido de S sino incrementando el contenido de Ca y MTR.
[Expresión matemática 4]
Además, los autores de la presente invención examinaron la relación entre el valor numérico de ([MTR]/140)/([Ca]/40) y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión en términos de reducción de precipitados como CaS que precipita de manera que no usa óxido o sulfuro de MTR como núcleo. En consecuencia, se deduce que, cuando el valor numérico de ([MTR]/140)/([Ca]/40) es 0,3 o más, puede obtenerse el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de 3,0 o menos, que es la condición preferible de la presente invención, aunque no se ilustra. Así, se cumple preferiblemente la condición de ajustar el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión a 3,0 o menos, según la Expresión matemática 8 mostrada a continuación.
0,3 ^ ([MTR]/140)/([Ca]/40) (Expresión matemática 8)
El motivo por el que, cuando el valor numérico de ([MTR]/140)/([Ca]/40) es 0,3 o más, puede obtenerse un máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de 3,0 o menos puede entenderse debido a lo siguiente. En el caso en que se añada una cantidad muy superior de MTR que de Ca, el CaS cristaliza o precipita de manera que se usa óxido o sulfuro de MTR esférico como núcleo, y generalmente los precipitados esféricos precipitan. Por otra parte, cuando la proporción entre MTR y Ca disminuye, se reduce el óxido o sulfuro de MTR que será un núcleo, y así una gran cantidad de precipitados con forma extendida precipitan en forma de CaS de manera que no se usa óxido o sulfuro de MTR como núcleo. Por tanto, puede entenderse que como consecuencia la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión se vea afectada.
Además, en la presente invención, para reducir el aluminato de calcio, el contenido de Ca se ajusta al 0,02% o menos.
La Fig. 9A representa la relación de la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión con respecto al coeficiente de reducción acumulado de laminación de desbaste en una zona de temperatura superior a 1.150°C en un acero de muestra formado por una composición de acero a recogida en la Tabla 1 mostrada más adelante, y la Fig. 9B representa la relación del máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor con respecto al coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C en el acero de muestra formado por la composición de acero a recogida en la Tabla 1 mostrada más adelante. La Fig. 9C representa la relación de la intensidad del plano {211} con respecto al coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura de 1.150°C o menos, y la Fig. 9D representa la relación del tamaño de grano medio de la microestructura con respecto al coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos. Además, la Fig. 10A representa la relación de la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión con respecto al coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C en un acero de muestra formado por una composición de acero b recogida en la Tabla 2 mostrada más adelante, y la Fig. 10B representa la relación del máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor con respecto al coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C en el acero de muestra formado por la composición de acero b recogida en la Tabla 2 mostrada más adelante. La Fig. 10C representa la relación de la intensidad del plano {211} con respecto al coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura de 1.150°C o menos, y la Fig. 10d representa la relación del tamaño de grano medio de la microestructura con respecto al coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura de 1.150°C o menos. El coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en este caso significa la relación en que se reduce la plancha de acero en cada zona de temperatura basándose en el grosor de la plancha de acero antes de la laminación de desbaste. El coeficiente de reducción acumulado R1 (%) de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C se define mediante la Expresión matemática 9 mostrada a continuación. Además, el coeficiente de reducción acumulado R2 (%) de la laminación de desbaste en la zona de temperatura de 1.150°C o menos se define mediante la Expresión matemática 10 mostrada a continuación. Además, en este caso la temperatura de inicio de laminación de acabado fue de 1.075°C, la temperatura de acabado de la laminación de acabado se ajustó en 940°C, la velocidad de enfriamiento en una mesa de salida (ROT: run-out table) fue de 30°C/segundo, y la temperatura de bobinado fue de 480°C.
[Expresión matemática 5]
R1 t a1 t b1 x 100 (Expresión matemática 9)
0
R2 ta2 tb2 x 100 (Expresión matemática 10)
0
(to indica el grosor de la plancha de acero antes de la laminación de desbaste, ta1 indica el grosor de la plancha de acero antes de la primera reducción en la zona de temperatura superior a 1.150°C, tb1 indica el grosor de la plancha de acero antes de la reducción final en la zona de temperatura superior a 1.150°C, ta2 indica el grosor de la plancha de acero antes de la primera reducción en la zona de temperatura de 1.150°C o menos y tb2 indica el grosor de la plancha de acero antes de la reducción final en la zona de temperatura de 1.150°C o menos).
[Tabla 1]
TABLA 1
[Tabla 2]
TABLA 2
A partir de lo anterior, se determina que en el caso en que el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura superior a 1.150°C esté en un exceso del 70%, la suma total M de la longitud de dirección de laminación y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión aumentan, haciendo así imposible obtener la suma total M de 0,25 mm/mm2 o menos y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión de 8,0 o menos. Este hecho puede entenderse porque cuando el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste realizado en una zona de temperatura alta como la zona de temperatura superior a 1.150°C aumenta, es más probable que las inclusiones se extiendan mediante la laminación. Además, se determina que en el caso en que el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura de 1.150°C o menos sea inferior al 10%, el tamaño de grano medio de la microestructura aumenta para superar 6 pm. Este hecho puede entenderse porque cuando el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste realizado en una zona de temperatura baja como la zona de temperatura de 1.150°C o menos se reduce, el tamaño de grano de austenita después de la recristalización aumenta, y así el tamaño de grano medio de la microestructura en el producto final también aumenta.
Además, se determina que en el caso en que el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura de 1.150°C o menos esté en un exceso del 25%, la intensidad del plano {211} aumenta para superar 2,4. Este hecho puede entenderse porque cuando el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste realizado en una zona de temperatura relativamente baja como la zona de temperatura de 1.150°C o menos es demasiado grande, la recristalización no progresa sustancialmente por completo después de la laminación de desbaste, y la estructura no recristalizada será la causa de que el aumento de la intensidad del plano {211} se mantenga incluso después de la laminación de acabado, y en consecuencia la intensidad del plano {211} en el producto final aumenta. A continuación se explicará otra investigación fundamental que lleva a la terminación de la presente invención. Los autores de la presente invención prepararon planchas de acero mediante la fusión y colada con composiciones recogidas en la Tabla 3 para fabricar chapas de acero laminado en caliente con el cambio de la temperatura de
acabado de la laminación de acabado y la temperatura de bobinado, lo que tiene un gran efecto en los materiales de la chapa de acero laminado en caliente entre los procesos de fabricación de la chapa de acero laminado en caliente. Específicamente, la laminación en caliente se realizó en las planchas de acero en una condición de temperatura de calentamiento establecida en 1.260°C y de temperatura de acabado de la laminación de acabado establecida en 750°C a 1.000°C, y a continuación se enfriaron las planchas de acero a una velocidad de enfriamiento media de aproximadamente 40°C/s y se bobinaron a una temperatura de 0°C a 750°C Así, se fabricaron chapas de acero laminado en caliente que tenían todas un grosor de 2,9 mm. A continuación se realizaron varios exámenes. En los siguientes exámenes, salvo que se mencione lo contrario, se usaron muestras cortadas a partir de una posición 1/4 de la anchura de la chapa de acero (una parte de anchura de 1/4 chapa) o de una posición 3/4 de la anchura de la chapa de acero (parte de anchura de 3/4 chapa).
[Tabla 3]
TABLA 3
En la Tabla 3, Ti, Nb y B están contenidos en una composición de acero c, y Ti y Nb están contenidos pero B no está contenido en una composición de acero d. Además, Ti, Nb y B están contenidos en una composición de acero e, y Ti, B y una minúscula cantidad de Nb están contenidos en una composición de acero f.
Los autores de la presente invención investigaron la condición de suprimir el desconchado. Mediante la investigación de los autores de la presente invención, se ha aclarado que las densidades numéricas de borde de granos de C en solución sólida y B en solución sólida influyen en la formación del desconchado. Además, se ha encontrado que la temperatura de bobinado influye en las densidades numéricas de borde de granos de C en solución sólida y B en solución sólida.
A continuación, con respecto a las chapas de acero laminado en caliente obtenidas, se examinó la existencia o ausencia de fisuración de una cara fracturada en la relación entre la temperatura de bobinado y la densidad de segregación de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida. En este examen, se llevó a cabo la evaluación del desconchado y la medida de las densidades numéricas de borde de granos de C en solución sólida y B en solución sólida de acuerdo con los procedimientos descritos que se muestran a continuación.
En la evaluación del desconchado, mediante un procedimiento similar al descrito en la norma JFS T 1001-1996 de la Japan Iron and Steel Federation Standard, la perforación se realizó con la tolerancia establecida en el 20%, y la existencia o ausencia del desconchado de la cara perforada se confirmó visualmente.
En la medida de las densidades numéricas de borde de granos de C en solución sólida y B en solución sólida, se usó un procedimiento de sonda atómica tridimensional. Una sonda atómica sensible a la posición (PoSAP: position sensitive atom probe) inventada por A. Cerezo y col. en la Universidad de Oxford en 1988 es un aparato en el que se incorpora un detector sensible a la posición (position sensitive detector) en un detector de la sonda atómica y que en el análisis es capaz de medir simultáneamente el tiempo de vuelo y la posición de un átomo que ha llegado al detector sin usar una abertura. Si se usa el aparato, es posible visualizar todos los elementos constituyentes en la aleación que existe en la superficie de la muestra como un mapa bidimensional con resolución espacial de nivel atómico. Además, una capa atómica se evapora una a una desde la superficie de la muestra mediante el uso de un fenómeno de evaporación por campo eléctrico, y de este modo el mapa bidimensional puede expandirse también en la dirección de profundidad para su visualización y análisis en forma de mapa tridimensional. Para la observación de un borde de grano, se usó un FB2000A fabricado por Hitachi, Ltd. como aparato de haz iónico enfocado (FIB, focused ion beam), y se preparó una parte de borde de grano para llevarla a una parte de extremo acicular con un haz de barrido de forma arbitraria con el fin de conformar la muestra cortada en forma acicular mediante pulido electrolítico. De esta manera, se prepararon muestras aciculares para PoSAP cada una de las cuales contiene la parte de borde de grano. A continuación, se observó cada una de las muestras aciculares para PoSAP para identificar el borde de grano a partir del hecho de que los granos con orientación diferente muestran un contraste por un fenómeno de canalización de un microscopio iónico de barrido (MIB), y se cortó con el haz iónico. El aparato usado como sonda atómica tridimensional fue un OTAP fabricado por CAMECA, y como condición de la medida, la temperatura de la posición de la muestra se ajustó en aproximadamente 70 K, la tensión total de la sonda se ajustó en 10 kV a 15 kV, y la relación de pulso se ajustó en el 25%. A continuación, se midió el borde de grano y el interior
del grano de cada una de las muestras tres veces respectivamente, y se tomó una media de la medida como valor representativo. De esta manera, se midieron C en solución sólida y B en solución sólida que existen en el borde de grano y en el interior del grano.
El valor obtenido eliminando el ruido de fondo y similar del valor medido se definió como la densidad de átomos por unidad de área de borde de grano que se ajustó como densidad numérica de borde de grano (/nm2). Así, C en solución sólida que existe en el borde de grano es exactamente un átomo de C que existe en el borde de grano y B en solución sólida que existe en el borde de grano es exactamente un átomo de B que existe en el borde de grano. La densidad numérica de borde de grano es también la densidad de segregación de borde de grano.
La densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida en la presente invención es la densidad total por unidad de área de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida que existen en el borde de grano. Este valor es un valor obtenido sumando los valores medidos de C en solución sólida y B en solución sólida.
La distribución de átomos se encuentra en un mapa de átomos de forma tridimensional, de manera que puede confirmarse que un gran número de átomos de C y átomos de B están en la posición del borde de grano.
Los resultados de este examen se representan en la Fig. 11A y la Fig. 11B. La Fig. 11A representa la existencia o ausencia del desconchado en la relación entre la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida y la temperatura de bobinado (TB) en las composiciones de acero c, d y e. La Fig. 11B representa la existencia o ausencia del desconchado en la relación entre la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida y la temperatura de bobinado (TB) en las composiciones de acero c, d y f. En la Fig. 11A y la Fig. 11B, las marcas huecas (□, o , 0, A) indican cada una que no se ha producido desconchado y las marcas negras (□, ♦ , ▲) indican cada una que se ha producido un desconchado ligero.
A partir de la Fig. 11A y la Fig. 11B se determinó que en el caso de que la densidad numérica de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida sea superior a 4,5/nm2, el desconchado puede suprimirse de manera eficaz. Se supone que el motivo por el cual se ha producido el desconchado ligero a 4,5/nm2 o menos es que la resistencia en el borde de grano se redujo relativamente en comparación con la del interior del grano.
En lo que respecta a la relación entre la existencia o ausencia del desconchado y la temperatura de bobinado, en la composición de acero c que sustancialmente no contiene Ti y Nb, la densidad numérica de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida estuvo en un exceso de 4,5/nm2 para cualquier temperatura de bobinado, y no se produjo desconchado. Como contrapartida, en las composiciones de acero d a f cada una de las cuales contiene Ti y Nb, cuando se aumentó la temperatura de bobinado, la densidad numérica de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida se hizo 4,5/nm2 o menos, y tuvo lugar el desconchado.
Se supone que esto sucedió porque, mientras que la composición de acero c no contenía Ti ni Nb sustancialmente, de manera que incluso cuando se incrementó la temperatura de bobinado, no se produjo precipitación de TiC o similar y se mantuvo la alta densidad numérica de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida, en las composiciones de acero d a f, cuando se incrementó la temperatura de bobinado, C en solución sólida que se había segregado en el borde de grano precipitó en el interior del grano en forma de TiC principalmente después del bobinado y así se redujo la densidad numérica de borde de grano de C en solución sólida.
Además, el motivo por el cual en las composiciones de acero e y f, se obtuvo una densidad numérica de borde de grano superior a 4,5/nm2 a una temperatura de bobinado superior a la de la composición de acero d fue que contenía B, y así aun cuando C precipitó en el interior del grano en forma de TiC, B en solución sólida se segregó en el borde de grano y así se compensó la disminución en C en solución sólida en el borde de grano.
Como consecuencia de que los autores de la presente invención realizaran además varios exámenes de las chapas de acero obtenidas con el fin de encontrar la condición de mejorar adicionalmente la capacidad de ensanchamiento de orificios, se deduce que el efecto del tamaño de la cementita de borde de grano en la capacidad de ensanchamiento de orificios es especialmente grande. En este examen, de forma similar al procedimiento descrito anteriormente, se prepararon varias probetas, por ejemplo, 10 probetas a partir de un acero de muestra individual, y cada una se sometió a un ensayo de ensanchamiento de orificios basándose en el procedimiento descrito en la norma JFS T 1001-1996 de la Japan Iron and Steel Federation Standard, y se calculó la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios. Además, el tamaño de la cementita de borde de grano se midió según un procedimiento descrito mostrada a continuación.
En primer lugar, se tomó una muestra para un microscopio electrónico de transmisión a partir de la posición del grosor 1/4 de una muestra cortada de una parte de anchura de 1/4 chapa o una parte de anchura de 3/4 chapa del acero de muestra. A continuación, se observó la muestra con un microscopio electrónico de transmisión que tiene un cañón de emisión de campo (FEG) con una tensión de aceleración de 200 kV montado en el mismo. En consecuencia, el análisis del patrón de difracción hace posible confirmar que el precipitado observado en los bordes de grano es cementita. A su vez, en la presente invención, el tamaño de la cementita de borde de grano se define como una media de un tamaño equivalente circular a partir del cual toda la cementita de borde de grano observada
en un único campo visual se mide mediante procesamiento de imágenes o similar.
La Fig. 12A representa la relación entre el tamaño de la cementita de borde de grano y la relación de ensanchamiento de orificios en las composiciones de acero c, d y e. La Fig. 12B representa la relación entre el tamaño de la cementita de borde de grano y la relación de ensanchamiento de orificios en las composiciones de acero c, d y f.
A partir de la Fig. 12A y la Fig. 12B se determina que existe una correlación entre la relación de ensanchamiento de orificios y el tamaño de la cementita de borde de grano. Es decir, se encontró como novedad que cuando el tamaño de la cementita de borde de grano es menor, mejora la relación de ensanchamiento de orificios, y cuando el tamaño de la cementita de borde de grano se convierte en 2 pm o menos, la relación de ensanchamiento de orificios se convierte en el 80% o más.
El motivo por el cual cuando el tamaño de cementita que existe en los bordes de grano es menor, mejora la relación de ensanchamiento de orificios puede entenderse por lo siguiente.
En primer lugar, puede entenderse que la maquinabilidad de embridado por estiramiento y la maquinabilidad de desbarbado tipificadas por la relación de ensanchamiento de orificios se ven afectadas por los huecos que están en el origen de la fisuración formados durante la perforación o la cizalla. Puede entenderse que los huecos se forman porque en el caso en que una fase de cementita precipitada en los bordes de grano de matriz sea grande en cierto grado con respecto a los granos de matriz, los granos de matriz se someten a una tensión excesiva en las proximidades de las bordes de fase de los granos de matriz. Por otra parte, puede entenderse que en el caso en que el tamaño de la cementita de borde de grano es reducido, la cementita es relativamente pequeña con respecto a los granos de matriz y mecánicamente no se produce la concentración de tensión y los huecos no se producen fácilmente, y así se mejora la relación de ensanchamiento de orificios.
La Fig. 13A representa la relación entre la temperatura de bobinado y el tamaño de la cementita de borde de grano en las composiciones de acero c, d y e. La Fig. 13B representa la relación entre la temperatura de bobinado y el tamaño de la cementita de borde de grano en las composiciones de acero c, d y f.
Como se representa en la Fig. 13A y la Fig. 13B, incluso en todas las composiciones de acero c a f, cuando la temperatura de bobinado aumenta, el tamaño de la cementita de borde de grano aumenta, pero el tamaño de la cementita de borde de grano tiende a ser reducido rápidamente cuando la temperatura de bobinado alcanza una cierta temperatura o superior. En las composiciones de acero d a f cada una de las cuales contiene Ti y Nb, en particular, la disminución en el tamaño de la cementita de borde de grano fue notable. En particular, en la composición de acero e, el tamaño de la cementita de borde de grano se convirtió en 2 pm o menos en el caso de una temperatura de bobinado de 480°C o más, y en la composición de acero f, el tamaño de la cementita de borde de grano se convirtió en 2 pm o menos en el caso de una temperatura de bobinado de 560°C o más. Esto puede comprenderse del modo siguiente.
Se ha comprendido que existe una zona de pico en términos de la temperatura de precipitación de cementita en una fase a. Es sabido que esta zona de pico se expresa mediante un equilibrio entre la nucleación con el grado de sobresaturación de C en la fase a establecido como fuerza impulsora y el crecimiento de grano de Fe3C cuya velocidad está determinada por la difusión de C y Fe. Cuando la temperatura de bobinado es menor que la zona de pico, el grado de sobresaturación de C es grande y la fuerza impulsora de la nucleación es grande, pero es difícil que C y Fe se difundan debido a la baja temperatura y la precipitación de cementita se suprime con independencia del borde de grano o el interior del grano, y aun cuando la cementita precipita, el tamaño es reducido. Por otra parte, cuando la temperatura de bobinado es mayor que la temperatura de la zona de pico, la solubilidad de C aumenta y la fuerza impulsora de la nucleación disminuye, pero la longitud de difusión aumenta, y la densidad disminuye, aunque el tamaño muestra tendencia a volverse grueso. Sin embargo, en el caso en que se contengan los elementos que forman carburo como Ti y Nb, la zona de pico de precipitación de los elementos (Ti, Nb, y demás) en la fase a está en el lado de la temperatura más elevada que la de la cementita, y debido a la precipitación de carburo, el C se agota. Por tanto, la cantidad de precipitación de cementita y el tamaño de cementita disminuyen. Por este motivo, puede entenderse que en la composición de acero e, el tamaño de la cementita de borde de grano se convirtió en 2 pm o menos en el caso de una temperatura de bobinado de 480°C o más, y en la composición de acero f, el tamaño de la cementita de borde de grano se convirtió en 2 pm o menos en el caso de una temperatura de bobinado de 560°C o más.
La presente invención, como se describió anteriormente, se ha obtenido realizando el control de las inclusiones, en particular el contenido y la forma del sulfuro, y el control de la microestructura y la textura, con el fin de inventar la chapa de acero que tiene alta resistencia, alta conformabilidad y alta propiedad de fractura, con el fin de contribuir a reducir el peso de un vehículo de pasajeros o similar.
Primera realización
A continuación, se explicarán los motivos para limitar una composición en una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según una primera realización de la presente invención. Debe observarse que en lo sucesivo,% en masa en la composición se describe simplemente como%.
C: 0,02% al 0,1%
C es un elemento que se une a Nb, Ti, entre otros, para contribuir a la mejora de la resistencia a la tracción por endurecimiento por precipitación. Asimismo, C disminuye la temperatura de transición para aparición de fractura al hacer la microestructura fina. Además, C se segrega en los bordes de grano como una solución sólida C y tiene así el efecto de suprimir la exfoliación de los bordes de grano durante la perforación para suprimir la formación del desconchado. Cuando el contenido de C es menor que el 0,02%, los efectos no pueden obtenerse suficientemente, y no pueden obtenerse la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura deseadas. Por otra parte, cuando el contenido de C es mayor que el 0,1%, es probable que el carburo de hierro (Fe3C), que no es preferible para la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida, se forme en exceso. Por tanto, se establece que el contenido de C no sea de menos del 0,02% ni de más del 0,1%. Además, con el fin de mejorar aún más los efectos descritos anteriormente de mejora de la resistencia a la tracción y similares, el contenido de C es preferiblemente del 0,03% o más, y es más preferiblemente del 0,04% o más. Además, cuando el contenido de C disminuye, la formación de carburo de hierro (Fe3C) se suprime de manera efectiva, y así para obtener la media Amedia de mayor excelencia de la relación de ensanchamiento de orificios, y así sucesivamente, el contenido de C es preferiblemente del 0,06% o menos, y es más preferiblemente del 0,05% o menos.
Si: 0,001% al 3,0%
Si es un elemento necesario para la desoxidación preliminar. Cuando el contenido de Si es menor que el 0,001%, es difícil realizar la desoxidación preliminar suficiente. Asimismo, Si contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción como un elemento de endurecimiento de la solución sólida y suprime la formación de carburo de hierro (Fe3C) para potenciar la precipitación de precipitados finos de carburo de Nb y Ti. En consecuencia, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida se mejoran. Por otra parte, cuando el contenido de Si es superior al 3,0%, los efectos se saturan y la eficiencia económica se deteriora. Por tanto, se establece que el contenido de Si no sea de menos del 0,001% ni de más del 3,0%. Además, con el fin de mejorar aún más los efectos descritos anteriormente de mejora de la resistencia a la tracción y similares, el contenido de Si es preferiblemente del 0,5% o más, y es más preferiblemente del 1,0% o más. Además, considerando la eficiencia económica, el contenido de Si es preferiblemente del 2,0% o menos, y es más preferiblemente del 1,3% o menos.
Mn: 0,5% al 3,0%
Mn es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción de la chapa de acero como un elemento de endurecimiento de la solución sólida. Cuando el contenido de Mn es menor que el 0,5%, es difícil obtener la resistencia a la tracción suficiente. Por otra parte, cuando el contenido de Mn es superior al 3,0%, la fisuración de la plancha durante la laminación en caliente se produce con facilidad. Por tanto, se establece que el contenido de Mn sea no menor que el 0,5% ni mayor que el 3,0%. Además, con el fin de obtener la mayor resistencia a la tracción, el contenido de Mn es preferiblemente del 0,75% o más, y es más preferiblemente del 1,0% o más. Además, para suprimir de forma más segura la fisuración de planchas, el contenido de Mn es preferiblemente del 2,0% o menos, y es más preferiblemente del 1,5% o menos.
P: 0,1% o menos (que no contiene el 0%)
P es una impureza que se mezclará inevitablemente, y con un aumento en el contenido, su magnitud de segregación en los bordes de grano aumenta, y P es un elemento que provoca el deterioro de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida. Por tanto, cuanto menor es el contenido de P, resulta más conveniente, y en el caso de que el contenido de P sea del 0,1% o menos, estos valores característicos de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, y demás se sitúan dentro de intervalos admisibles. Por tanto, el contenido de P se ajusta al 0,1% o menos. Además, para suprimir aún más el deterioro de las propiedades causado por la presencia de P, el contenido de P es preferiblemente del 0,02% o menos, y es más preferiblemente del 0,01% o menos.
S: 0,01% o menos (que no incluye el 0%)
S es una impureza que se mezclará inevitablemente, y cuando el contenido de S sea superior al 0,01%, se forma MnS en grandes cantidades en el acero durante el calentamiento de la plancha que se extenderá por laminación en caliente, y con ello aumenta la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión. En consecuencia, no es posible obtener la media Amedia y la desviación típica a deseadas de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida. Por tanto, el contenido de S se ajusta al 0,01% o menos. Además, para suprimir aún más el deterioro de las propiedades causado por la presencia de S, el contenido de S es preferiblemente del 0,003% o menos, y es más preferiblemente del 0,002% o menos. Por otra parte, en el caso en que no se lleve a cabo la desulfuración con el material de desulfuración, es difícil ajustar el contenido de S a menos del 0,001%.
Al: 0,001% al 2,0%
Al es un elemento necesario para la desoxidación del acero fundido. Cuando el contenido de Al es menor que el 0,001%, es difícil desoxidar el acero fundido suficientemente. Asimismo, Al es también un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción. Por otra parte, cuando el contenido de Al es superior al 2,0%, los efectos se saturan y la eficiencia económica se deteriora. Por tanto, se establece que el contenido de Al sea no menor que el 0,001% ni mayor que el 2,0%. Asimismo, con el fin de hacer más segura la desoxidación, el contenido de Al es preferiblemente del 0,01% o más, y es más preferiblemente del 0,02% o más. Además, considerando la eficiencia económica, el contenido de Al es preferiblemente del 0,5% o menos, y es más preferiblemente del 0,1% o menos. N: 0,02% o menos (que no incluye el 0%)
N forma precipitados con Ti y Nb a una temperatura superior que C para reducir la eficacia de fijación de Ti y Nb a C. Es decir, N provoca el descenso de la resistencia a la tracción. Así, el contenido de N has debe reducirse lo máximo posible, pero si el contenido de N es del 0,02% o menos, resulta admisible. Además, para suprimir con más efectividad el descenso en la resistencia a la tracción, el contenido de N es preferiblemente del 0,005% o menos, y es más preferiblemente del 0,003% o menos.
Ti: 0,03% al 0,3%
Ti es un elemento que precipita de forma fina como TiC para contribuir a la mejora de la resistencia a la tracción de la chapa de acero por endurecimiento por precipitación. Cuando el contenido de Ti es menor que el 0,03%, es difícil obtener la resistencia a la tracción suficiente. Además, Ti precipita como TiS durante calentamiento de la plancha en un proceso de laminación en caliente para suprimir así la precipitación de MnS que forma la inclusión extendida y reducir la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión. En consecuencia, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida se mejoran. Por otra parte, cuando el contenido de Ti es superior al 0,3%, los efectos se saturan y la eficiencia económica se deteriora. Así, se establece que el contenido de Ti sea no menor que el 0,03% ni mayor que el 0,3%. Asimismo, con el fin de obtener la mayor resistencia a la tracción, el contenido de Ti es preferiblemente del 0,08% o más, y es más preferiblemente del 0,12% o más. Además, considerando la eficiencia económica, el contenido de Ti es preferiblemente del 0,2% o menos, y es más preferiblemente del 0,15% o menos.
Nb: 0,001% al 0,06%
Nb es un elemento que mejora la resistencia a la tracción por endurecimiento por precipitación y que hace que la microestructura sea fina y hace que el tamaño de grano medio de la microestructura sea fino. Cuando el contenido de Nb es menor que el 0,001%, no es probable que se obtenga la resistencia a la tracción y la temperatura de transición para aparición de fractura suficientes. Por otra parte, cuando el contenido de Nb es superior al 0,06%, el intervalo de temperatura de una no recristalización en el proceso de laminación en caliente se expande, y se mantiene una gran textura laminada en estado de no recristalización, lo que aumenta la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211}, después de que termine el proceso de laminación en caliente. Cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} aumenta excesivamente, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida se deterioran. Por tanto, se establece que el contenido de Nb sea no menor que el 0,001% ni mayor que el 0,06%. Asimismo, con el fin de mejorar aún más los efectos descritos anteriormente de mejora de la resistencia a la tracción y similares, el contenido de Nb es preferiblemente del 0,01% o más, y es más preferiblemente del 0,015% o más. Además, para suprimir el aumento en la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211}, el contenido de Nb es preferiblemente del 0,04% o menos, y es más preferiblemente del 0,02% o menos.
Los anteriores son los motivos para limitar los componentes básicos en la primera realización, aunque también puede contenerse un tipo o los dos tipos de entre MTR y Ca de manera tienen los contenidos siguientes.
MTR: 0,0001% al 0,02%
El MTR (metal de tierras raras) es un elemento que adopta la forma de sulfuro tal como MnS, esférico, que provoca el deterioro de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida, para reducir con ello el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión. Así, el MTR puede mejorar la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida. A su vez, incluso en el caso de presencia de MTR, cuando el contenido de MTR es menor que el 0,0001%, a veces no puede obtenerse suficientemente el efecto de adopción de la forma de sulfuro tal como MnS esférico. Por otra parte, cuando el contenido de MTR es superior al 0,02%, dicho efecto se satura y la eficiencia económica se deteriora. Por tanto, el contenido de MTR puede ajustarse como no menor que el 0,0001% ni mayor que el 0,02%. Asimismo, con el fin de mejorar aún más el efecto descrito anteriormente, el contenido de MTR es preferiblemente del 0,002% o más, y es más preferiblemente del 0,003% o más. Además, considerando la eficiencia económica, el contenido de MTR es preferiblemente del 0,005% o menos,
y es más preferiblemente del 0,004% o menos.
Ca: 0,0001% al 0,02%
Ca es un elemento que fija S en el acero como CaS esférico para suprimir la formación de MnS y adopta la forma de sulfuro tal como MnS esférico para reducir con ello el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión. Así, Ca también puede mejorar la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida. A su vez, incluso en el caso de presencia de Ca, cuando el contenido de Ca es menor que el 0,0001%, el efecto de adoptar la forma de sulfuro tal como MnS esférico no puede obtenerse suficientemente. Por otra parte, cuando el contenido de Ca es superior al 0,02%, se forma aluminato de calcio, que será probablemente la inclusión con forma extendida, en grandes cantidades, y así es probable que aumente la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión. Por tanto, el contenido de Ca puede ajustarse como no menor que el 0,0001% ni mayor que el 0,02%. Asimismo, con el fin de mejorar aún más el efecto descrito anteriormente, el contenido de Ca es preferiblemente del 0,002% o más, y es más preferiblemente del 0,003% o más. Además, considerando la eficiencia económica, el contenido de Ca es preferiblemente del 0,005% o menos, y es más preferiblemente del 0,004% o menos.
Además, con el fin de disminuir el MnS que provoca el deterioro de la capacidad de ensanchamiento de orificios lo máximo posible, en lo que respecta al contenido de Ti, S, MTR y Ca, el parámetro Q o Q' descrito anteriormente se ajusta a 30,0 o más. Cuando el parámetro Q o Q' es 30,0 o más, el contenido de MnS en el acero disminuye y la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión disminuye suficientemente. En consecuencia, se mejora la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida. Cuando el parámetro Q o Q' es menor que 30,0, no es probable que estos valores característicos lleguen a ser suficientes. [Expresión matemática 6]
Q P j ] / [S ] (Expresión matemática 1)
48 32
[ l ! l / [ S ] r [C a ] [S ] [M T R ] [S ]
Q ' x 15 ,0 (Expresión matemática 1')
48 32 I 4 0 32 140 32
El resto hasta equilibrio de la chapa de acero según esta realización aparte de estos componentes básicos puede estar compuesto por Fe e impurezas inevitables. A su vez, O, Zn, Pb, As, Sb, entre otros, se citan como impurezas inevitables, y aun cuando cada uno de ellos esté contenido en un intervalo del 0,02% o menos, no se pierde el efecto de la presente invención.
Además, en lo que respecta al contenido de Ca y MTR, en términos de supresión del máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión, la Expresión matemática 2 se establece preferiblemente como se describió anteriormente. En el caso en que no se establezca la Expresión matemática 2, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión puede ser superior a 3,0, haciendo así imposible obtener los valores preferibles, que son el 85% o más de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y el 10% o menos de la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios. Además, puede ser probable que no se obtenga el valor más excelente de resistencia a la formación de fisuras Jc y energía de Charpy absorbida.
0,3 g ([MTR]/140)/([Ca]/40) (Expresión matemática 2)
Además, según se necesite, en la chapa de acero pueden contenerse también uno o más componentes de entre B, Cu, Cr, Mo y Ni en los intervalos siguientes.
B: 0,0001% al 0,005%
B es un elemento que se segrega en los bordes de grano como una solución sólida B con C en solución sólida para suprimir con ello la exfoliación de los bordes de grano durante la perforación para suprimir la formación del desconchado. Además, con dicho efecto, en el caso de presencia de B, es posible realizar el bobinado en el proceso de laminación en caliente a una temperatura relativamente alta. Cuando el contenido de B es menor que el 0,0001%, no es probable que se obtengan los efectos de forma suficiente. Por otra parte, cuando el contenido de B es superior al 0,005%, el intervalo de temperatura de la no recristalización en el proceso de laminación en caliente se amplía, y la textura laminada grande en el estado de no recristalización se mantiene después de terminar el proceso de laminación en caliente. La textura laminada en el estado de no recristalización aumenta la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211}. A continuación, cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} aumenta excesivamente, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida se deterioran. Por tanto, el contenido de B es preferiblemente no menor que el 0,0001% ni mayor que el 0,005%. Asimismo, para suprimir aún más la formación
del desconchado, el contenido de B es más preferiblemente del 0,001% o más, y es más preferiblemente todavía del 0,002% o más. Además, para suprimir aún más la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211}, el contenido de B es más preferiblemente del 0,004% o menos, y es más preferiblemente todavía del 0,003% o menos. Cu, Cr, Mo, Ni, y V son elementos que tienen cada uno un efecto de mejora de la resistencia a la tracción de la chapa de acero laminado en caliente por endurecimiento por precipitación o endurecimiento de solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Cu es menor que el 0,001%, el contenido de Cr es menor que el 0,001%, el contenido de Mo es menor que el 0,001%, el contenido de Ni es menor que el 0,001% y el contenido de V es menor que el 0,001%, no puede obtenerse el efecto suficiente de mejora de la resistencia a la tracción. Por otra parte, cuando el contenido de Cu es superior al 1,0%, el contenido de Cr es superior al 1,0%, el contenido de Mo es superior al 1,0%, el contenido de Ni es superior al 1,0% y el contenido de V es superior al 0,2%, el efecto de mejora de la resistencia a la tracción se satura para provocar el deterioro de la eficiencia económica. Así, el contenido de Cu es preferiblemente no menor que el 0,001% ni mayor que el 1,0%, el contenido de Cr es preferiblemente no menor que el 0,001% ni mayor que el 1,0%, el contenido de Mo es preferiblemente no menor que el 0,001% ni mayor que el 1,0%, el contenido de Ni es preferiblemente no menor que el 0,001% ni mayor que el 1,0% y el contenido de V es preferiblemente no menor que el 0,001% ni mayor que el 0,2%. Asimismo, con el fin de mejorar aún más la resistencia a la tracción, el contenido de Cu es más preferiblemente del 0,1% o más, el contenido de Cr es más preferiblemente del 0,1% o más, el contenido de Mo es más preferiblemente del 0,1% o más, el contenido de Ni es más preferiblemente del 0,1% o más, y el contenido de V es más preferiblemente del 0,05% o más. Además, el contenido de Cu es más preferiblemente todavía del 0,3% o más, el contenido de Cr es más preferiblemente todavía del 0,3% o más, el contenido de Mo es más preferiblemente todavía del 0,3% o más, el contenido de Ni es más preferiblemente todavía del 0,3% o más y el contenido de V es más preferiblemente todavía el 0,07% o más. Por otra parte, considerando la eficiencia económica, el contenido de Cu es más preferiblemente del 0,7% o menos, el contenido de Cr es más preferiblemente del 0,7% o menos, el contenido de Mo es más preferiblemente del 0,7% o menos, el contenido de Ni es más preferiblemente del 0,7% o menos y el contenido de V es más preferiblemente del 0,1% o menos. Además, el contenido de Cu es más preferiblemente todavía el 0,5% o menos, el contenido de Cr es más preferiblemente todavía el 0,5% o menos, el contenido de Mo es más preferiblemente todavía el 0,5% o menos, el contenido de Ni es más preferiblemente todavía el 0,5% o menos y el contenido de V es más preferiblemente todavía del 0,09% o menos.
Además, también es aceptable que esté contenido el 1% o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total en la chapa de acero según se necesite.
Además, la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida es preferiblemente no menor que 4,5/nm2 ni mayor que 12/nm2. Esto se debe a que cuando la densidad numérica de borde de grano es 4,5/nm2 o más, en particular, la formación del desconchado puede suprimirse, pero cuando la densidad numérica de borde de grano es superior a 12/nm2, el efecto se satura. A su vez, con el fin de mejorar la resistencia del borde de grano y suprimir de forma más efectiva que se produzca el desconchado durante la perforación o cizalla, la densidad numérica de borde de grano es más preferiblemente 5/nm2 o más, y es más preferiblemente todavía 6/nm2 o más.
Además, el tamaño de la cementita de borde de grano es preferiblemente 2 pm o menos. Esto se debe a que cuando el tamaño de la cementita de borde de grano es 2 pm o menos, los huecos no se producen con facilidad y la capacidad de ensanchamiento de orificios puede mejorarse adicionalmente.
A continuación, se explicarán los motivos para limitar la microestructura, la textura y las inclusiones de la chapa de acero laminado en caliente según la primera realización.
La microestructura de la chapa de acero laminado en caliente según la primera realización se ajusta a una estructura de ferrita, una estructura de bainita o una estructura mixta con ellas. Esto se debe a que cuando la microestructura es una estructura de ferrita, una estructura de bainita o una estructura mixta con ellas, la dureza global de la microestructura se vuelve relativamente uniforme, la fractura dúctil se suprime, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida se mejoran, y pueden obtenerse la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura suficientes. Además, a veces existe el caso en que en la microestructura permanece ligeramente una estructura llamada martensita en forma de islas (MA) que es una mezcla de martensita y austenita retenida. La martensita en forma de islas (MA) promueve la fractura dúctil para deteriorar la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, y así sucesivamente, de manera que es preferible que no permanezca la martensita en forma de islas (MA), pero si esta fractura de área es del 3% o menos, se admite la martensita en forma de islas (MA). Además, el tamaño de grano medio en la microestructura se ajusta a 6 pm o menos. Esto se debe a que en el caso en que el tamaño de grano medio esté en un exceso de 6 pm, no puede obtenerse la temperatura de transición suficiente para aparición de fractura. Es decir, cuando el tamaño de grano medio es superior a 6 pm, no puede obtenerse la propiedad de fractura suficiente. Además, para mejorar la propiedad de fractura el tamaño de grano medio es preferiblemente 5 pm o menos.
La intensidad del plano {211} en la textura se ajusta a 2,4 o menos. Esto se debe a que cuando la intensidad del plano {211} es superior a 2,4, la anisotropía de la chapa de acero aumenta, durante el ensanchamiento de orificios,
en la cara de borde en la dirección de laminación que recibe el esfuerzo de tracción en la dirección transversal de la chapa, la disminución del grosor y aparece una tensión elevada en la cara de borde para que la fisura se produzca y se propague con facilidad deteriorando así la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios. Además, esto se debe a que cuando la intensidad del plano {211} es superior a 2,4, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida también se deterioran. Es decir, cuando la intensidad del plano {211} es superior a 2,4, no pueden obtenerse la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura deseadas. Además, la intensidad del plano {211} es preferiblemente 2,35 o menos, y es más preferiblemente 2,2 o menos con el fin de mejorar la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura.
Como se describió anteriormente, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor expresada por diámetro mayor de la inclusión/diámetro menor de la inclusión se ajusta a 8,0 o menos. Esto se debe a que en el caso de que la relación entre diámetro mayor/diámetro menor esté en un exceso de 8,0, durante la deformación de la chapa de acero, la concentración de tensión en las proximidades de la inclusión aumenta, y no es probable que se obtenga la media Amedia y la desviación típica a deseadas de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida. Es decir, cuando el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es superior a 8,0, no es probable que se obtenga la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura suficientes. Además, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión es preferiblemente 3,0 o menos. Cuando el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión es 3,0 o menos, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios puede ser del 85% o más, según sea mejor, y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios puede ser del 10% o menos, según sea mejor, y además el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida también pueden alcanzar mayor excelencia. Así queda claro también de acuerdo con la Fig. 5A, la Fig. 5b , la Fig. 6A y la Fig. 6B.
Además, como se describió anteriormente, la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión se ajusta a 0,25 mm/mm2 o menos. Esto se debe a que en el caso de la suma total M esté en un exceso de 0,25 mm/mm2, durante la deformación de la chapa de acero, la fractura dúctil se promueve con facilidad y no es probable que se obtenga la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida deseadas. Es decir, cuando la suma total M es superior al 0,25 mm/mm2, no es probable que se obtenga la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura deseadas. Así queda claro también a partir de la Fig. 5A, Fig. 5B, Fig. 6A y la Fig. 6B. Además, la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es preferiblemente 0,05 mm/mm2 o menos. Cuando la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es de 0,05 mm/mm2 o menos, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. puede ser de 900 MJ/m3 o más, según sea mejor, y además la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida también pueden alcanzar mayor excelencia. Desde este punto de vista, la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión es más preferiblemente 0,01 mm/mm2 o menos, y la suma total M también puede ser cero.
A su vez, la inclusión descrita en este caso significa, por ejemplo, sulfuros como MnS y CaS en el acero, óxidos como un compuesto químico a base de CaO-AhO3 (aluminato de calcio), un residuo formado por un material de desulfuración como CaF2 , y así sucesivamente.
Los procedimientos de medida de la microestructura, la textura y la inclusión, y las definiciones de la relación de intensidad aleatoria de rayos X, la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión son como se describió anteriormente.
A su vez, el valor n (coeficiente de endurecimiento de trabajo) es preferiblemente 0,08 o más y la temperatura de transición para aparición de fractura es preferiblemente -15°C o menos, que no están limitados especialmente. A continuación, se explicará un procedimiento para fabricar una chapa de acero laminado en caliente según la primera realización.
En primer lugar, en un proceso da fabricación de acero se obtiene, por ejemplo, un hierro fundido en un horno de cuba o similar, y a continuación se somete a un tratamiento de descarburización y se añade aleación al mismo en un convertidor de acero. Posteriormente, se somete un acero fundido sangrado a un tratamiento de desulfuración, un tratamiento de desoxidación, y así sucesivamente en varios aparatos de afino secundarios. De esta manera, se prepara un acero fundido que contiene componentes predeterminados.
En un proceso de afino secundario, es preferible añadir Ca, MTR y/o Ti de manera que el parámetro Q o Q' se convierte en 30,0 o más para suprimir con ello el MnS extendido. Con este motivo, cuando se añade Ca en grandes cantidades, se forma aluminato de calcio extendido, de manera que es preferible que se añada MTR y no se añada Ca, o que se añada Ca en cantidades minúsculas. Mediante dicho tratamiento, es posible ajustar la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión preferiblemente a 0,01 mm/mm2 o menos, y además es posible ajustar el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. preferiblemente a 900 MJ/m3 o más. También es posible hacer que la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida alcancen mayor excelencia. A su vez, debido al coste, es
preferible no realizar desulfuración con el material de desulfuración.
En el caso en que la restricción de coste sea reducida, la desulfuración con el material de desulfuración también puede realizarse para suprimir aún más el contenido de S. En este caso, existe la posibilidad de que el material de desulfuración en sí que probablemente será la inclusión extendida permanezca en un producto final, de manera que es preferible que se lleve a cabo un reflujo suficiente del acero fundido después de la aplicación del material de desulfuración durante el proceso de afino secundario para eliminar el material de desulfuración. Además, en caso de que se use el material de desulfuración, para impedir que el material de desulfuración que permanece después del proceso de afino secundario se extienda por laminación, es preferible preparar una composición en la cual el material de desulfuración no se extienda con facilidad por laminación a alta temperatura.
Salvo en los puntos anteriores, el proceso de fabricación de acero antes del proceso de laminación en caliente no está limitado especialmente. El acero fundido que contiene los componentes predeterminados se prepara mediante el afino secundario, y a continuación se trata por colada continua normal o colada por un procedimiento de colada en lingotes, o por un procedimiento de colada de planchas finas, o similares, y con ello se obtiene una plancha de acero. En el caso en que la plancha de acero se obtiene por colada continua, la plancha de acero caliente puede enviarse directamente al tren de laminación en caliente, o también puede diseñarse de manera que la plancha de acero se enfríe a temperatura ambiente y después se vuelva a calentar en un horno de calentamiento, y posteriormente la plancha de acero se somete a laminación en caliente. Además, como procedimiento alternativo para obtener un hierro fundido en un horno de cuba, también puede diseñarse que se use chatarra como materia prima y se funda en un horno eléctrico, y a continuación se someta a varios afinos secundarios, y de este modo se obtiene un acero fundido que contiene los componentes predeterminados.
A continuación se explicarán las condiciones aplicadas cuando la plancha de acero obtenida por colada continua o similar se somete a laminación en caliente.
En primer lugar, la plancha de acero obtenida por colada continua o similar se calienta en un horno de calentamiento. La temperatura de calentamiento para este propósito se ajusta preferiblemente a 1.200°C o más con el fin de obtener la resistencia a la tracción deseada. Cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1.200°C, los precipitados que contienen Ti o Nb no se disuelven suficientemente en la plancha de acero y son de grano grueso, y no puede obtenerse la capacidad de endurecimiento por precipitación por el precipitado de Ti o Nb, y así a veces no puede obtenerse la resistencia a la tracción deseada. Además, cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1.200°C, MnS no se disuelve suficientemente por recalentamiento, y no es posible impulsar la precipitación de S en forma de TiS, y de este modo no es probable obtener la capacidad de ensanchamiento de orificios deseada.
Posteriormente, la laminación de desbaste se lleva a cabo en la plancha de acero extraída de un horno de calentamiento. En la laminación de desbaste, se realiza la laminación cuyo coeficiente de reducción acumulado se convierte en el 70% o menos en la zona de temperatura alta superior a 1.150°C. Esto se debe a que cuando el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura es superior al 70%, la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión se incrementan, y no es probable que se obtenga la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. deseados. Desde este punto de vista, el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura alta superior a 1.150°C es preferiblemente el 65% o menos, y es más preferiblemente el 60% o menos.
Además, en la laminación de desbaste, se realiza también una laminación tal que el coeficiente de reducción acumulado se hace no menor que el 10% ni mayor que el 25% en la zona de temperatura baja de 1.150°C o menos. Cuando el coeficiente de reducción acumulado en esta zona de temperatura es menor que el 10%, el tamaño de grano medio de la microestructura aumenta, y no puede obtenerse el tamaño de grano medio requerido en la presente invención (6 pm o menos). En consecuencia, no es probable que se obtenga la temperatura de transición para aparición de fractura deseada. Por otra parte, en el caso de que el coeficiente de reducción acumulado en esta zona de temperatura esté en un exceso del 25%, la intensidad del plano {211} aumenta, y no puede obtenerse la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención (2,4 o menos). En consecuencia, no es probable que se obtenga la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados. Por tanto, se establece que el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura baja de 1.150°C o menos sea no menor del 10% ni mayor que el 25%. A su vez, con el fin de obtener la mejor temperatura de transición para aparición de fractura, el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura baja de 1.150°C o menos es preferiblemente del 13% o más, y es más preferiblemente del 15% o más. Además, con el fin de obtener la mejor media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida, el coeficiente de reducción acumulado en la zona de temperatura baja de 1.150°C o menos es preferiblemente del 20% o menos, y es más preferiblemente del 17% o menos.
Posteriormente, se realiza la laminación de acabado en la plancha de acero obtenida a través de la laminación de desbaste. En el proceso de laminación de acabado, la temperatura de inicio se ajusta a 1.050°C o más. Esto se debe a que cuando la temperatura de inicio de la laminación de acabado es mayor, se promueve la recristalización
dinámica durante la laminación, y la textura que aumenta la intensidad del plano {211}, formándose la textura debido a la reducción repetida de la plancha de acero en un estado de no recristalización, disminuye, y con ello puede obtenerse la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención (2,4 o menos). Para suprimir aún más la intensidad del plano {211}, la temperatura de inicio de la laminación de acabado se ajusta preferiblemente a 1.100°C o más.
Además, en el proceso de laminación de acabado, se establece que la temperatura de acabado sea no menor que Ar3 130°C ni mayor que Ar3 230°C Cuando la temperatura de acabado de la laminación de acabado es menor que Ar3 130°C, la textura laminada en el estado de no recristalización será la causa de que el aumento de la intensidad de {211} se mantenga con facilidad, y no puede obtenerse fácilmente la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención (2,4 o menos). Por otra parte, cuando la temperatura de acabado de la laminación de acabado es superior a Ar3 230°C, los granos son excesivamente gruesos y no puede obtenerse con facilidad el tamaño de grano medio requerido en la presente invención (6 pm o menos). Por tanto, se establece que la temperatura de acabado de la laminación de acabado sea no menor que Ar3 130°C ni mayor que Ar3 230°C Para suprimir aún más la intensidad del plano {211}, la temperatura de acabado de la laminación de acabado es preferiblemente Ar3 150°C o más, y es más preferiblemente Ar3 160°C o más. Además, con el fin de reducir adicionalmente el tamaño de grano medio de la microestructura, la temperatura de acabado de la laminación de acabado es preferiblemente Ar3 200°C o menos, y es más preferiblemente Ar3 175°C o menos.
Debe observarse que Ar3 puede obtenerse a partir de la Expresión matemática 11 mostrada a continuación.
[Expresión matemática 7]
Ar3=868-396x[C]+25*[S¡]-68x[Mn]-36x[N¡]-21x[Cu]-25x[Cr]+30x[Mo] (Expresión matemática 1 1 ) ([C] indica el contenido de C (% en masa), [Si] indica el contenido de Si (% en masa), [Mn] indica el contenido de Mn (% en masa), [Ni] indica el contenido de Ni (% en masa), [Cu] indica el contenido de Cu (% en masa), [Cr] indica el contenido de Cr (% en masa) y [Mo] indica el contenido de Mo (% en masa)).
Asimismo, la temperatura de acabado TA de la laminación de acabado cumple preferiblemente la Expresión matemática 12 mostrada a continuación según el contenido de Nb y el contenido de B. Esto se debe a que cuando se cumple la Expresión matemática 12, la intensidad del plano {211} y el tamaño de grano medio se suprimen especialmente.
[Expresión matemática 8]
848 2.167 x [Nb] 40.353 x [B] g TA g 955 1.389 x [Nb] (Expresión matemática 12) ([Nb] indica el contenido de Nb (% en masa) y [B] indica el contenido de B (% en masa)).
Posteriormente, la chapa de acero obtenida a través del proceso de laminación de acabado se enfría en la mesa de salida o similar. En este proceso de enfriamiento, la velocidad de enfriamiento se ajusta a 15°C/s o más. Esto se debe a que cuando la velocidad de enfriamiento es menor que 15°C/s, se forma perlita para provocar el deterioro de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y similares, y además el tamaño de grano medio de la microestructura aumenta para deteriorar la temperatura de transición para aparición de fractura. En consecuencia, no es probable que se obtenga la capacidad de ensanchamiento de orificios y la propiedad de fractura suficientes. Por tanto, la velocidad de enfriamiento se ajusta preferiblemente a ser no menor que 15°C/s ni mayor que 20°C/s. Además, en el proceso de enfriamiento, con el fin de preparar los precipitados como TiC finos para obtener la chapa de acero laminado en caliente con mayor excelencia en resistencia a la tracción, se realiza preferiblemente un proceso de enfriamiento en tres fases como se explicará a continuación. En el proceso de enfriamiento en tres fases, por ejemplo, el enfriamiento de la primera fase se realiza con la velocidad de enfriamiento ajustada a 20°C/s o más, posteriormente, el enfriamiento de la segunda fase se realiza con la velocidad de enfriamiento ajustada a 15°C/s o menos en una zona de temperatura no menor que 550°C ni mayor que 650°C, y posteriormente el enfriamiento de la tercera fase con la velocidad de enfriamiento se ajusta a 20°C/s o más.
El motivo por el cual en el enfriamiento de la primera fase en el proceso de enfriamiento en tres fases, la velocidad de enfriamiento se ajusta a 20°C/s o más es porque cuando la velocidad de enfriamiento es menor que la velocidad de enfriamiento anterior es probable que se forme perlita que provoca el deterioro de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y similares.
El motivo por el que, en el enfriamiento de la segunda fase en el proceso de enfriamiento en tres fases, la velocidad de enfriamiento se ajusta a 15°C/s o menos es porque cuando la velocidad de enfriamiento es mayor que la velocidad de enfriamiento anterior no es probable que los precipitados finos precipiten suficientemente. Además, el motivo por el cual la zona de temperatura en donde se realiza este enfriamiento se ajusta a 550°C o más es porque cuando la zona de temperatura es menor que la temperatura anterior, disminuye el efecto de precipitación fina de TiC durante un periodo de tiempo breve. Además, el motivo por el cual la zona de temperatura en donde se realiza este enfriamiento se ajusta a 650°C o menos es porque cuando la zona de temperatura es mayor que la temperatura
anterior, los precipitados como TiC precipitan en grano grueso, y no es probable que se obtenga una resistencia a la tracción suficiente. El motivo es también porque es probable que se forme perlita en una zona de temperatura superior a 650°C y deteriore la capacidad de ensanchamiento de orificios. La duración de este enfriamiento se ajusta de forma deseable de manera que no sea mayor que 1 segundo ni menor que 5 segundos. Esto se debe a que cuando es menor que 1 segundo, los precipitados finos no precipitan suficientemente. Se debe también a que, por el contrario, cuando es superior a 5 segundos, los precipitados precipitan en grano grueso y provocan el deterioro de la resistencia a la tracción. También se debe a que cuando la duración de este enfriamiento es superior a 5 segundos, es probable que se forme perlita y se deteriore la capacidad de ensanchamiento de orificios.
El motivo por el cual en el enfriamiento de la tercera fase en el proceso de enfriamiento en tres fases, la velocidad de enfriamiento se ajusta a 20°C/s o más es porque salvo que el enfriamiento se realice inmediatamente después del enfriamiento de la segunda fase, es probable que los precipitados precipiten en grano grueso y provoquen el deterioro de la resistencia a la tracción. Además, el motivo es también que cuando esta velocidad de enfriamiento es menor que 20°C/s, es probable que se forme perlita y se deteriore la capacidad de ensanchamiento de orificios. A su vez, en cada proceso de enfriamiento, la velocidad de enfriamiento de 20°C/s o más puede conseguirse, por ejemplo, mediante enfriamiento con agua, enfriamiento con nebulización, o similares, y la velocidad de enfriamiento de 15°C/s o menos puede conseguirse, por ejemplo, mediante enfriamiento con aire.
Posteriormente, la chapa de acero enfriada por el proceso de enfriamiento o el proceso de enfriamiento en tres fases se bobina mediante un aparato de bobinado o similar. En este proceso de bobinado, la chapa de acero se bobina en una zona de temperatura de 640°C o menos. Esto se debe a que cuando la chapa de acero se bobina en una zona de temperatura superior a 640°C, se forma perlita y provoca el deterioro de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y similares. Además, el TiC precipita excesivamente y reduce C en solución sólida, y con ello se produce fácilmente el desconchado causado por la perforación.
A su vez, la temperatura de bobinado TB se ajusta preferiblemente según el contenido de B y el contenido de Nb, y en caso de que el contenido de B sea menor que el 0,0002%, la temperatura de bobinado TB se ajusta preferiblemente a 540°C o menos. Además, en caso de que el contenido de B sea no menor que el 0,0002% ni mayor que el 0,002%, si el contenido de Nb no es menor que el 0,005% ni mayor que el 0,06%, la temperatura de bobinado TB se ajusta preferiblemente a 560°C o menos, y si el contenido de Nb es 0,001% o más y menor que el 0,005%, la temperatura de bobinado TB se ajusta preferiblemente a 640°C o menos. Esto se debe a que según el contenido de B y el contenido de Nb, la densidad numérica de borde de grano de B en solución sólida y similar puede cambiar. Además, la temperatura de bobinado TB cumple preferiblemente la Expresión matemática 13 mostrada a continuación. Esto se debe a que cuando se cumple la Expresión matemática 13, puede obtenerse una mayor resistencia a la tracción.
[Expresión matemática 9]
4.863
8,12 x e T A+273 < T B (Expresión matemática 13)
(TA indica la temperatura de acabado (°C) de la laminación de acabado).
De esta manera, es posible fabricar la chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según la primera realización.
A su vez, una vez terminado el proceso de laminación en caliente, también puede realizarse laminación de ajuste. Al realizar la laminación de ajuste, es posible mejorar la ductilidad introduciendo dislocación móvil y corregir, por ejemplo, la forma de la chapa de acero. Además, una vez terminado el proceso de laminación en caliente, las cascarillas que se fijan a la superficie de la chapa de acero laminado en caliente también pueden eliminarse por decapado. Además, una vez terminada la laminación en caliente o el decapado, también puede realizarse laminación de ajuste o laminación en frío en la chapa de acero obtenida en la línea o fuera de ella.
Además, una vez terminado el proceso de laminación en caliente, puede realizarse revestimiento electrolítico mediante un procedimiento de inmersión en baño caliente para mejorar la resistencia a la corrosión de la chapa de acero. Por otra parte, además de la inmersión en baño caliente, también puede realizarse una aleación.
Segunda realización
A continuación se explicará una segunda realización de la presente invención. La chapa de acero laminado en caliente según la segunda realización difiere de la de la primera realización en el aspecto de que en el contenido existe una cantidad predeterminada de V y apenas existe Nb. Los otros aspectos son los mismos que en la primera realización.
V: 0,001% al 0,2%
V es un elemento que precipita en grano fino como VC para contribuir a la mejora de la resistencia a la tracción de la
chapa de acero mediante endurecimiento por precipitación. Cuando el contenido de V es menor que el 0,001%, puede ser difícil obtener la resistencia a la tracción suficiente. Además, V tiene el efecto de aumentar el valor n (coeficiente de endurecimiento de trabajo) que es uno de los índices de la conformabilidad. Por otra parte, cuando el contenido de V es superior al 0,2%, los efectos se saturan y la eficiencia económica se deteriora. Así, se establece que el contenido de V sea no menor que el 0,001% ni mayor que el 0,2%. Además, con el fin de mejorar aún más el efecto descrito anteriormente de mejora de la resistencia a la tracción y similares, el contenido de V es preferiblemente del 0,05% o más, y es más preferiblemente del 0,07% o más. Además, considerando la eficiencia económica, el contenido de V es preferiblemente del 0,1% o menos, y es más preferiblemente del 0,09% o menos. Nb: menor que el 0,01% (que no incluye el 0%)
Como se ha explicado en la primera realización, Nb contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción. Sin embargo, en esta realización, V está presente, de manera que cuando el contenido de Nb es del 0,01% o más, la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} aumenta excesivamente y es probable que deteriore la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida. Por tanto, se establece que el contenido de Nb sea menor que el 0,01%.
Debe observarse que es posible fabricar la chapa de acero laminado en caliente según la segunda realización mediante un procedimiento similar al de la primera realización.
[Ejemplo]
A continuación se explicarán los experimentos realizados por los autores de la presente invención. Las condiciones y demás en estos experimentos son ejemplos empleados para confirmar la aplicabilidad y los efectos de la presente invención, y la presente invención no se limita a estos ejemplos.
(Primer experimento)
En primer lugar, se obtuvieron aceros fundidos que contenían las composiciones de acero 1A1 a 3C11 recogidas en la Tabla 4. Cada uno de los aceros fundidos se fabricó mediante fusión y afino secundario en un convertidor de acero. El afino secundario se realizó en RH (Ruhrstahl-Heraeus), y se realizó una desulfuración con un material de desulfuración basado en CaO-CaF2-MgO añadido según se necesite. En algunas de las composiciones de acero, para impedir que el material de desulfuración que forma la inclusión extendida permanezca, no se realizó desulfuración y se continuó con el proceso de manera se mantuviera sin cambios el contenido de S obtenido después del afino primario en un convertidor de acero. A partir de cada uno de los aceros fundidos, se obtuvo una plancha de acero mediante colada continua. Posteriormente, se realizó la laminación en caliente en las condiciones recogidas en la Tabla 5, y así se obtuvieron chapas de acero laminado en caliente todas las cuales tenían un grosor de 2,9. Los valores característicos de la microestructura, la textura y las inclusiones de las chapas de acero laminado en caliente obtenidas se recogen en la Tabla 6, y las propiedades mecánicas de las chapas de acero laminado en caliente obtenidas se recogen en la Tabla 7. Los procedimientos de medida de la microestructura, la textura y las inclusiones y los procedimientos de medida de la propiedad mecánica son como se describió anteriormente.
A su vez, en la evaluación de la capacidad de ensanchamiento de orificios, se prepararon 20 probetas a partir de un acero de muestra individual. Cada valor subrayado en las Tablas 4 a 7 indica que el valor está fuera del intervalo de la presente invención, o que no se obtiene el valor característico deseado.
[T a b la 5 ]
[T a b la 5 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 5 c o n t in u a c ió n ]
Ċ 
[T a b la 6 ]
[T a b la 6 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 6 c o n t in u a c ió n ]
Ċ
[T a b la 7 ]
[T a b la 7 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 7 c o n t in u a c ió n ]
En los Aceros de números 1-1-1 a 1-1-8, 1-2 a 1-19, 1-23-1 a 1-23-3, 1-28-1, 1-28-3 y 1-28-4, se cumplieron los requisitos de la presente invención. Por tanto, la resistencia a la tracción fue 780 MPa o más, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios fue del 80% o más, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios fue del 15% o menos, el valor n fue 0,08 o más, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc fue 0,75 MJ/m2 o más, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición para aparición de fractura fue -13°C o menos y la energía de Charpy absorbida fue 30 J o más. Es decir, pudieron obtenerse los valores característicos deseados. Incluso en el Acero de número 1-27, se cumplieron los requisitos de la presente invención, de manera que pudieron obtenerse sustancialmente los valores característicos deseados. Además, en los Aceros de números 1-1-1 a 1-1-4, 1-1-7, 1-1-8, 1-2 a 1-8, 1-15 a 1-19, 1-23-1 a 1-23-3, 1 27 y 1-28-3, se cumplieron los requisitos de la presente invención y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue 3,0 o menos. Por tanto, fue posible obtener los valores característicos preferibles de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios que fue del 85% o más y la desviación típica a que fue del 10% o menos. Además, en los Aceros de números 1-1-3, 1-1-5, 1-1-7, 1-1-8 y 1-8, se cumplieron los requisitos de la presente invención, Ca no se añadió o Ca se añadió en cantidades minúsculas, y no se realizó la desulfuración con el material de desulfuración. Por tanto, fue posible obtener los valores característicos preferibles de la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión que fue 0,01 mm/mm2 o menos y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. que fue 900 MJ/m3 o más. Además, también se mejoraron la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida.
En particular, los Aceros de números 1-1-3 a 1-1-6 son cada uno un ejemplo en donde Ca y MTR apenas se añadieron y el control de la forma de sulfuro se realizó prácticamente sólo con Ti. Entre los Aceros de números 1-1-3 a 1-1-6, los Aceros de números 1-1-3 y 1-1-5 son ambos un ejemplo en donde no se usó el material de desulfuración, y pudieron obtenerse los valores característicos adecuados respectivamente.
En los Aceros de números 1-1-7 y 1-1-8, el contenido de Si fue reducido en particular, de manera que tampoco se observó martensita en forma de islas. Además, Ca apenas se añadió y la forma de sulfuro estuvo controlada, y además no se usó el material de desulfuración, y así no se formaron inclusiones en forma extendida, y en particular pudieron obtenerse los valores característicos correctos.
En el Acero de número 1-2, el contenido de Nb fue relativamente alto, de manera que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. En el Acero de número 1-3, el contenido de Nb fue relativamente bajo, de manera que la resistencia a la tracción fue relativamente baja. En el Acero de número 1-4, el contenido de Ti fue relativamente bajo, de manera que la resistencia a la tracción fue relativamente baja. En el Acero de número 1-5, el contenido de C fue relativamente bajo, de manera que la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc fueron relativamente bajos, y la temperatura de transición para aparición de fractura fue relativamente alta. En el Acero de número 1-6, el contenido de B fue relativamente alto, de manera que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. Además, no se produjo ningún desconchado.
El Acero de número 1-7 fue un ejemplo de la presente invención, y se contenía una cantidad preferible de B, de manera que no se produjo ningún desconchado.
El Acero de número 1-8 fue un ejemplo de la presente invención, sin adición de Ca, la forma de sulfuro estuvo controlada, y además no se usó el material de desulfuración, de manera que el número de las inclusiones en forma extendida fue extremadamente reducido y en particular pudieron obtenerse los valores característicos correctos. Cada uno de los Aceros de números 1-9 a 1-14 fue un ejemplo de la presente invención, pero no se añadió MTR o se añadió MTR en cantidades minúsculas, y así el valor de ([MTR]/140)/([Ca]/40) fue menor que 0,3, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue ligeramente alto y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios fue ligeramente grande.
En los Aceros de números 1-23-1 a 1-23-3, el contenido de Si fue reducido en particular, de manera que no se observó martensita en forma de islas, y en particular la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida fueron mejores.
El Acero de número 1-27 fue un ejemplo de la presente invención, pero la temperatura de calentamiento fue menor que 1.200°C, de manera que la resistencia a la tracción fue ligeramente baja.
En los Aceros de números 1-20 y 1-21, el parámetro Q fue menor que 30,0, y no se cumplió la Expresión matemática 2, de manera que no fue posible obtener la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor que se requieren en la presente invención. Por tanto, no fue posible obtener la media Amedia y la desviación típica a deseadas de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida.
En el Acero de número 1-22, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente
invención y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida se deterioraron.
En el Acero de número 1-28-0, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fueron mayores que los valores requeridos en la presente invención y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida se deterioraron.
En el Acero de número 1-28-2, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura de 1.150°C o menos fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que no fue posible obtener la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención. Por tanto, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 1-28-5, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura de 1.150°C o menos fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que el tamaño de grano medio de la microestructura fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Por tanto, la temperatura de transición para aparición de fractura fue mayor que el valor deseado.
En el Acero de número 1-30, la temperatura de inicio de la laminación de acabado fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Además, dado que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 1-31, la temperatura de acabado de la laminación de acabado fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Además, dado que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 1-32, la temperatura de acabado de la laminación de acabado fue mayor que el intervalo de la presente invención, y el tamaño de grano medio de la microestructura fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que la temperatura de transición para aparición de fractura fue mayor que el valor deseado. En el Acero de número 1-33, la velocidad de enfriamiento fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que se formó perlita y no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 1-34, la temperatura de bobinado fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que se formó perlita y no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-1, el contenido de C fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que el tamaño de grano medio fue mayor que el valor requerido en la presente invención. En consecuencia, la temperatura de transición para aparición de fractura fue extremadamente alta y se produjo el desconchado. En el Acero de número 3-2, el contenido de C fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que precipitó cementita de borde de grano gruesa que tenía un tamaño superior a 2 pm. En consecuencia, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-3, el contenido de Si fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que precipitó cementita de borde de grano gruesa que tenía un tamaño superior a 2 pm. En consecuencia, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-4, el contenido de Mn fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que precipitó cementita de borde de grano gruesa que tenía un tamaño superior a 2 pm. En consecuencia, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-5, el contenido de P fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Además, dado que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener la media
Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-6, el contenido de S fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención. En consecuencia, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida se deterioraron.
En el Acero de número 3-7, el contenido de Al fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que precipitó cementita de borde de grano gruesa que tenía un tamaño superior a 2 pm. En consecuencia, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-8, el contenido de N fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que precipitó TiN grueso que tenía un tamaño superior a 2 pm. En consecuencia, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-9, el contenido de Ti fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que no fue posible obtener la resistencia a la tracción deseada. Además, precipitó MnS, y la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Por tanto, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 3-10, el contenido de Nb fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que el tamaño de grano medio fue mayor que el valor requerido en la presente invención. En consecuencia, la resistencia a la tracción y la tenacidad fueron bajas. En el Acero de número 3-11, el contenido de Nb fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que existía textura laminada no recristalizada y la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Además, dado que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
(Segundo experimento)
En primer lugar, se obtuvieron aceros fundidos que contenían las composiciones de acero 2A1 a 2W3 recogidas en la Tabla 8. Cada uno de los aceros fundidos se fabricó a través de la realización de fusión y afino secundario en un convertidor de acero. El afino secundario se realizó en un RH, y la desulfuración se realizó con un material de desulfuración basado en CaO-CaF2-MgO añadido según se necesitó. En algunas de las composiciones de acero, para impedir que permaneciera el material de desulfuración como la inclusión extendida, no se realizó la desulfuración y el proceso se hizo avanzar de manera que mantuviera sin cambios el contenido de S obtenido después del afino primario en un convertidor de acero. A partir de cada uno de los aceros fundidos, se obtuvo una plancha de acero mediante colada continua, y posteriormente se realizó la laminación en caliente en las condiciones de fabricación recogidas en la Tabla 9, y con ello se obtuvieron chapas de acero laminado en caliente todas las cuales tenían un grosor de 2,9 mm. Los valores característicos de la microestructura, la textura y las inclusiones de las chapas de acero laminado en caliente obtenidas se recogen en la Tabla 10, y las propiedades mecánicas de las chapas de acero laminado en caliente obtenidas se recogen en la Tabla 11. Los procedimientos de medición de la microestructura, la textura y las inclusiones, y los procedimientos de medición de la propiedad mecánica son como se describió anteriormente. A su vez, en la evaluación de la capacidad de ensanchamiento de orificios, se prepararon 20 probetas a partir de un acero de muestra individual. Cada valor subrayado en las Tablas 8 a 11 indica que el valor está fuera del intervalo de la presente invención, o que no se obtiene el valor característico deseado.
[T a b la 9 ]
[T a b la 9 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 9 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 10 ]
[T a b la 10 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 10 c o n t in u a c ió n ]
Ċ
[T a b la 11 ]
[T a b la 11 c o n t in u a c ió n ]
[T a b la 11 c o n t in u a c ió n ]
En los Aceros de números 2-1-1 a 2-1-8, 2-2 a 2-19, 2-23-1 a 2-2-3, 2-28-1, 2-28-3, y 2-28-4, se cumplieron los requisitos de la presente invención. Por tanto, la resistencia a la tracción fue 780 MPa o más, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios fue del 80% o más, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios fue del 15% o menos, el valor n fue 0,08 o más, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc fue 0,75 MJ/m2 o más, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición para aparición de fractura fue -13°C o menos y la energía de Charpy absorbida fue 30 J o más. Es decir, pudieron obtenerse los valores característicos deseados. Incluso en el Acero de número 2-27, se cumplieron los requisitos de la presente invención, de manera que pudieron obtenerse sustancialmente los valores característicos deseados. Además, en los Aceros de números 2-1-1 a 2-1-4, 2-1-7, 2-1-8, 2-2 a 2-8, 2-15 a 2-19, 2-23-1 a 2-23-3, 2 27 y 2-28-3, se cumplieron los requisitos de la presente invención y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue 3,0 o menos. Por tanto, fue posible obtener los valores característicos preferibles de la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios que fue del 84% o más y la desviación típica a que fue del 8% o menos. Además, en los Aceros de números 2-1-3, 2-1-5, 2-1-7, 2-1-8, y 2-8, se cumplieron los requisitos de la presente invención, Ca no se añadió o Ca se añadió en cantidades minúsculas, y no se realizó la desulfuración con el material de desulfuración. Por tanto, fue posible obtener los valores característicos preferibles de la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión que fue 0,01 mm/mm2 o menos y el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. que fue 900 MJ/m3 o más. Además, también se mejoró la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida.
En particular, los Aceros de números 2-1-3 a 2-1-6 son cada uno un ejemplo en donde Ca y MTR apenas se añadieron y el control de la forma de sulfuro se realizó prácticamente sólo con Ti. Entre los Aceros de números 2-1-3 a 2-1-6, los Aceros de números 2-1-3 y 2-1-5 son cada uno un ejemplo en donde no se usó el material de desulfuración, y permitieron obtener los valores característicos correctos respectivamente.
En los Aceros de números 2-1-7 y 2-1-8, el contenido de Si fue reducido en particular, de manera que tampoco se observó martensita en forma de islas. Además, Ca apenas se añadió y la forma de sulfuro estuvo controlada, y además no se usó el material de desulfuración, de manera que no se formaron inclusiones en forma extendida, y en particular pudieron obtenerse los valores característicos correctos.
En el Acero de número 2-2, el contenido de Nb fue relativamente alto, de manera que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. En el Acero de número 2-5, el contenido de C fue relativamente bajo, de manera que la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios y el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc fueron relativamente bajos, y la temperatura de transición para aparición de fractura fue relativamente alta. En el Acero de número 2-6, el contenido de B fue relativamente alto, de manera que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. Además, no se produjo ningún desconchado.
El Acero de número 2-7 fue un ejemplo de la presente invención, y se contenía una cantidad preferible de B, de manera que no se produjo ningún desconchado.
El Acero de número 2-8 fue un ejemplo de la presente invención, sin adición de Ca, la forma de sulfuro estuvo controlada, y además no se usó el material de desulfuración, de manera que el número de las inclusiones en forma extendida fue extremadamente reducido y en particular pudieron obtenerse los valores característicos correctos. Cada uno de los Aceros de números 2-9 a 2-14 fue un ejemplo de la presente invención, pero MTR no se añadió o MTR se añadió en cantidades minúsculas, de manera que el valor de ([MTR]/140)/([Ca]/40) fue menor que 0,3, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue ligeramente alto y la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios fue ligeramente grande.
En los Aceros de números 2-23-1 a 2-23-3, el contenido de Si fue reducido en particular, de manera que no se observó martensita en forma de islas, y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida fueron mejores en particular.
El Acero de número 2-27 fue un ejemplo de la presente invención, pero la temperatura de calentamiento fue menor que 1.200°C, de manera que la resistencia a la tracción fue ligeramente baja.
En los Aceros de números 2-20 y 2-21, el parámetro Q fue menor que 30,0, y no se cumplió la Expresión matemática 2, de manera que no fue posible obtener la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor que se requieren en la presente invención. Por tanto, no fue posible obtener la media Amedia y la desviación típica a deseadas de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida.
En el Acero de número 2-22, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida se
deterioraron.
En el Acero de número 2-28-0, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura superior a 1.150°C fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que la suma total M de la longitud de dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fueron mayores que los valores requeridos en la presente invención y la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. y la energía de Charpy absorbida se deterioraron.
En el Acero de número 2-28-2, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura de 1.150°C o menos fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que no fue posible obtener la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención. Por tanto, no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 2-28-5, el coeficiente de reducción acumulado de la laminación de desbaste en la zona de temperatura de 1.150°C o menos fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que el tamaño de grano medio de la microestructura fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Por tanto, la temperatura de transición para aparición de fractura fue mayor que el valor deseado.
En el Acero de número 2-30, la temperatura de inicio de la laminación de acabado fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Además, dado que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 2-31, la temperatura de acabado de la laminación de acabado fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Además, dado que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 2-32, la temperatura de acabado de la laminación de acabado fue mayor que el intervalo de la presente invención, y el tamaño de grano medio de la microestructura fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que la temperatura de transición para aparición de fractura fue mayor que el valor deseado. En el Acero de número 2-33, la velocidad de enfriamiento fue menor que el intervalo de la presente invención, de manera que se formó perlita y no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
En el Acero de número 2-34, la temperatura de bobinado fue mayor que el intervalo de la presente invención, de manera que se formó perlita y no fue posible obtener la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc y la energía de Charpy absorbida deseados.
(Tercer experimento)
En primer lugar, se obtuvieron aceros fundidos que contenían las composiciones de acero Z1 a Z4 recogidas en la Tabla 12. Cada uno de los aceros fundidos se fabricó a través de la realización de fusión y afino secundario en un convertidor de acero. El afino secundario se realizó en RH. A su vez, para impedir que permaneciera un material de desulfuración como la inclusión extendida, no se realizó desulfuración y el proceso se hizo avanzar de manera que se mantuviera sin cambios el contenido de S obtenido después de afino primario en un convertidor de acero. A partir de cada uno de los aceros fundidos, se obtuvo una plancha de acero mediante colada continua, y posteriormente, la laminación en caliente se realizó en las condiciones de fabricación recogidas en la Tabla 13, y con ello se obtuvieron chapas de acero laminado en caliente todas las cuales tenían un grosor de 2,9 mm. Los valores característicos de la microestructura, la textura y las inclusiones de las chapas de acero laminado en caliente obtenidas se recogen en la Tabla 14, y las propiedades mecánicas de las chapas de acero laminado en caliente obtenidas se recogen en la Tabla 15. Los procedimientos de medición de la microestructura, la textura y las inclusiones, y los procedimientos de medición de la propiedad mecánica son como se describió anteriormente. A su vez, en la evaluación de la capacidad de ensanchamiento de orificios, se prepararon 20 probetas a partir de un acero de muestra individual. Cada valor subrayado en las Tablas 12 a 15 indica que el valor está fuera del intervalo de la presente invención, o que no se obtiene el valor característico deseado.
[T a b la 12 ]
_o C l
E0
oT
LU
'Oc ’ o ’( o /) G l
E
[T a b la 13 ]
[T a b la 14 ]
[T a b la 15 ]
En los Aceros de números 35 a 38, se cumplieron los requisitos de la presente invención. Por tanto, la resistencia a la tracción fue 780 MPa o más, la media Amedia de la relación de ensanchamiento de orificios fue del 80% o más, la desviación típica a de la relación de ensanchamiento de orificios fue del 15% o menos, el valor n fue 0,08 o más, el valor de resistencia a la formación de fisuras Jc fue 0,75 MJ/m2 o más, el valor de resistencia a la propagación de fisuras T. M. fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición para aparición de fractura fue -40°C o menos y la energía de Charpy absorbida fue 30 J o más. Es decir, pudieron obtenerse los valores característicos deseados. Además, en el Acero de número 36 en donde la densidad numérica de borde de grano de C en solución sólida y B en solución sólida fue 4,5/nm2 o más y el tamaño de cementita en los bordes de grano fue 2 pm o menos, el desconchado no tuvo lugar.
Aplicabilidad industrial
La presente invención puede usarse en industrias relacionadas con una chapa de acero que requiere alta resistencia, alta conformabilidad y una alta propiedad de fractura, por ejemplo.
Claims (9)
1. Una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que consiste en:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%;
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%; y
Nb: 0,001% al 0,06%,
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%, y
conteniendo además opcionalmente la chapa de acero
B: 0,0001% al 0,005%; y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q expresado por la Expresión matemática 1 mostrada a continuación que es igual a 30,0 o más, una microestructura que está hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita o una estructura mixta con la estructura de ferrita y la estructura de bainita,
un tamaño de grano medio de granos incluidos en la microestructura que es igual a 6 pm o menos,
una relación de intensidad aleatoria de rayos X de plano {211} en una superficie laminada que es igual a 2,4 o menos, y
en una sección transversal con la dirección transversal de la chapa establecida como línea normal,
en lo que respecta a las inclusiones que tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor expresada mediante (diámetro mayor de la inclusión)/(diámetro menor de la inclusión) es igual a 8,0 o menos,
la suma total de la longitud de la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminado compuesto por varias inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más y la inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en la dirección de laminación de 30 pm o más es igual a 0,25 mm o menos,
las diversas inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminado que se congrega en la dirección de laminación y una dirección perpendicular a la dirección de laminación están separadas 50 pm o menos entre sí, y estando la inclusión extendida predeterminada separada más de 50 pm de todas las inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más en al menos la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación,
[T i] / [S ]
Q (Expresión matemática 1)
48 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa).
2. Una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que consiste en:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%;
Nb: 0,001% al 0,06%;
MTR: 0,0001% al 0,02%; y
Ca: 0,0001% al 0,02%,
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%, y
conteniendo además opcionalmente la chapa de acero
B: 0,0001% al 0,005%; y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q' expresado por la Expresión matemática 1' mostrada a continuación que es igual a 30,0 o más, una microestructura que está hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita o una estructura mixta con la estructura de ferrita y la estructura de bainita,
un tamaño de grano medio de granos incluidos en la microestructura que es igual a 6 pm o menos,
una relación de intensidad aleatoria de rayos X de plano {211} en una superficie laminada que es igual a 2,4 o menos, y
en una sección transversal con la dirección transversal de la chapa establecida como línea normal,
en lo que respecta a una inclusión que tiene un diámetro mayor de 3,0 pm o más, el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor expresada mediante (diámetro mayor de la inclusión)/(diámetro menor de la inclusión) es igual a 8,0 o menos,
la suma total de la longitud de la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminado compuesto por varias inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 pm o más y la inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en la dirección de laminación de 30 pm o más es igual a 0,25 mm o menos,
las diversas inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminado que se congrega en la dirección de laminación y una dirección perpendicular a la dirección de laminación están separadas 50 |jm o menos entre sí, y estando la inclusión extendida predeterminada separada más de 50 jm de todas las inclusiones todas las cuales tienen un diámetro mayor de 3,0 jm o más en al menos la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación,
U i l / [ £ ] I [C a ] [S ] [M T R ] [S ]
Q ' x 15 ,0 (Expresión matemática 1') 48 32 I 40 32 140 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa), [S] indica el contenido de S (% en masa), [Ca] indica el contenido de Ca (% en masa) y [MTR] indica el contenido de MTR (% en masa).
3. La chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según la reivindicación 2, en donde
se cumple la Expresión matemática 2 mostrada a continuación, y
el máximo de la relación entre diámetro mayor/diámetro menor es 3,0 o menos,
0,3 ^ ([MTR]/140)/([Ca]/40) (Expresión matemática 2).
4. La chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que contiene además, en% en masa, B: 0,0001% al 0,005%.
5. La chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según la reivindicación 4, en donde
la densidad numérica de borde de grano total de C en solución sólida y B en solución sólida es superior a 4,5/nm2 y es 12/nm2 o menos, y
el tamaño de cementita precipitada en los bordes de grano es 2 jm o menos.
6. Un procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que comprende: la laminación de desbaste de una plancha de acero después de calentar la plancha de acero,
conteniendo la plancha de acero:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%;
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%; y
Nb: 0,001% al 0,06%,
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%, y
conteniendo además opcionalmente la chapa de acero
B: 0,0001% al 0,005%; y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q expresado por la Expresión matemática 1 que es igual a 30,0 o más, y
realizándose la laminación de desbaste en una condición en que el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura superior a 1.150°C se convierte en el 70% o menos y el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos se convierte en no menos del 10% ni más del 25%; posteriormente, laminación de acabado de la plancha de acero en una condición en que la temperatura de inicio es 1.050°C o más y la temperatura de acabado no es menor que Ar3 130°C ni mayor que Ar3 230°C; posteriormente, el enfriamiento de la plancha de acero a una velocidad de enfriamiento de 15°C/s o más; y posteriormente, el bobinado de la plancha de acero a 640°C o menos,
n [T i] , [S ]
Q = ------/ ------ (Expresión matemática 1)
48 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa).
7. Un procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia que comprende: la laminación de desbaste de una plancha de acero después de calentar la plancha de acero,
conteniendo la plancha de acero:
en% en masa,
C: 0,02% al 0,1%;
Si: 0,001% al 3,0%;
Mn: 0,5% al 3,0%;
P: 0,1% o menos;
S: 0,01% o menos;
Al: 0,001% al 2,0%;
N: 0,02% o menos;
Ti: 0,03% al 0,3%;
Nb: 0,001% al 0,06%;
MTR: 0,0001% al 0,02%; y
Ca: 0,0001% al 0,02%, y además
consistiendo al menos un elemento seleccionado del grupo en:
Cu: 0,001 al 1,0%;
Cr: 0,001 al 1,0%;
Mo: 0,001 al 1,0%;
Ni: 0,001 al 1,0%;
V: 0,01 al 0,2%; y
conteniendo además opcionalmente la chapa de acero
B: 0,0001% al 0,005%; y
el 1 % o menos de Zr, Sn, Co, W y Mg en total, y
estando el resto hasta equilibrio compuesto por Fe e impurezas inevitables,
un parámetro Q' expresado por la Expresión matemática 1' que es igual a 30,0 o más, y
realizándose la laminación de desbaste en una condición en que el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura superior a 1.150°C se convierte en el 70% o menos y el coeficiente de reducción acumulado en una zona de temperatura de 1.150°C o menos se convierte en no menos del 10% ni más del 25%; posteriormente, laminación de acabado de la plancha de acero en una condición en que la temperatura de inicio es 1.050°C o más y la temperatura de acabado no es menor que Ar3 130°C ni mayor que Ar3 230°C; posteriormente, el enfriamiento de la plancha de acero a una velocidad de enfriamiento de 15°C/s o más; y posteriormente, el bobinado de la plancha de acero a 640°C o menos,
I I ¡ 1 / [ S ] r [C a ] [S ] [M IR ] [S ]
Q ' x 15 ,0 (Expresión matemática 1')
48 32 I 40 32 140 32
en donde [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa), [S] indica el contenido de S (% en masa), [Ca] indica el contenido de Ca (% en masa) y [MIR] indica el contenido de MIR (% en masa).
8. El procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según la reivindicación 7, en donde la plancha de acero cumple la Expresión matemática 2 mostrada a continuación,
0,3 ^ ([MTR]/140)/([Ca]/40) (Expresión matemática 2).
9. El procedimiento de fabricación de una chapa de acero laminado en caliente de alta resistencia según cualquiera de las reivindicaciones 6 a 8, en donde la plancha de acero contiene además, en% en masa, B: 0,0001% al 0,005%.
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