MX2012010281A

MX2012010281A - Placa de acero laminada en caliente de alta resistencia y método de manufactura de la misma.

Info

Publication number: MX2012010281A
Application number: MX2012010281A
Authority: MX
Inventors: Yuzo Takahashi; Junji Haji; Osamu Kawano
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-03-10
Filing date: 2011-03-09
Publication date: 2012-11-21
Also published as: BR112012022573B1; BR112012022573A2; CN102791896B; ES2716991T9; WO2011111758A1; EP2546377A4; KR20120118061A; PL2546377T3; CA2792535A1; US20130000791A1; JPWO2011111758A1; EP2546377B1; CA2792535C; MX341941B; JP4842413B2; ES2716991T3; KR101420554B1; EP2546377B9; CN102791896A; EP2546377A1

Abstract

Una inclusión, el diámetro principal de la cual es de 3.0 µm o mayor en una sección transversal que tiene la dirección de la anchura de la placa de una placa de acero laminado en caliente, de alta resistencia, como el normal, en donde el valor máximo de la relación diámetro mayor/diámetro menor representado por (el diámetro mayor de la inclusión) / (el diámetro menor de la inclusión) es 8.0 o menor, y la suma de la longitud en la dirección de laminado por 1 mm2 de sección transversal de un grupo de inclusión predeterminado que consiste de una pluralidad de inclusiones, el diámetro mayor del cual es 3.0 µm o mayor, y una inclusión extendida predeterminada, la longitud en la dirección de laminado del cual es 30 µm o mayor es 0.25 mm o menor. La pluralidad de las inclusiones que constituyen el grupo de inclusión predeterminado se agrupan en un intervalo de 50 µm o menor entre sí en ambas de la dirección de laminado y una dirección perpendicular a la dirección de laminado. La inclusión extendida predeterminada está separada a un intervalo que excede 50 µm de todas las inclusiones, el diámetro mayor del cual es 3.0 µm o mayor es al menos una de la dirección de laminado o la dirección perpendicular a la misma.

Description

PLACA DE ACERO LAMINADA EN CALIENTE DE ALTA RESISTENCIA Y MÉTODO DE MANUFACTURA DE LA MISMA CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que logra una mejora de la formabilidad y una propiedad de fractura y un método de manufactura de la misma.

Esta solicitud sé basa en y reclama el beneficio de prioridad de la previa Solicitud de Patente Japonesa No. 2010-053787 presentada el 10 de Marzo de 2010, y la previa Solicitud de Patente Japonesa No. 2010-053774 presentada el 10 de Marzo de 2010, el contenido completo de las cuales se incorpora aqui por referencia.

ARTE ANTECEDENTE Convencionalmente, con el fin de la reducción en peso de una lámina de acero, se ha promovido un intento por incrementar la resistencia de una lámina de acero. Generalmente, el incremento en la resistencia de una lámina de acero causa el deterioro de la formabilidad tal como la capacidad de expansión del agujero. Por consiguiente, es importante cómo se obtiene una lámina de acero excelente en balance entre la resistencia a la tracción y la capacidad de expansión del agujero.

Por ejemplo, en la Literatura de Patente 1, se ha descrito una técnica que tiene como meta obtener una lámina de acero excelente en balance entre la resistencia a la tracción y la capacidad de expansión del agujero mediante la optimización de una fracción de la microestructura tal como la ferrita y la bainita en el acero y los precipitados en una estructura de ferrita. En la Literatura de Patente 1, se ha descrito que se obtienen la resistencia a la tracción de 780 MPa o más y una proporción de expansión del agujero de 60% o más .

Sin embargo, en los últimos años, se ha requerido una lámina de acero más excelente en el balance entre la resistencia a la tracción y la capacidad de expansión del agujero. Por ejemplo, se ha requerido que una lámina de acero utilizada para un miembro debajo de la carrocería de un automóvil o similar tenga la resistencia a la tracción de 780 MPa o más y la proporción de expansión del agujero de 70% o más .

Adicionalmente , la proporción de expansión del agujero es propensa a variar relativamente. Por consiguiente, para mejorar la capacidad de expansión del agujero, es importante disminuir no sólo un promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero sino también una desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero que es un índice que indica las variaciones. Posteriormente, en la lámina de acero utilizada para un miembro debajo de la carrocería de un automóvil o similar como se describe anteriormente, se ha requerido que el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero sea 80% o más, y se ha requerido que la desviación estándar o sea 15% o menos y adicionalmente se ha requerido que sea 10% o menos.

Sin embargo, convencionalmente, ha sido difícil satisfacer estos requerimientos.

Adicionalmente, en un caso cuando un automóvil viaja sobre una cuneta o similar para aplicar por consiguiente una carga de impacto fuerte a su parte debajo de la carrocería, la fractura dúctil es propensa a ocurrir iniciando desde una superficie perforada de la parte debajo de la carrocería. Particularmente, debido a que una lámina de acero tiene resistencia más alta, su sensibilidad a las muescas es más alta, y de esta manera hay una preocupación más grande por la fractura desde una superficie del borde perforada. De esta manera, debido a que una lámina de acero tiene resistencia más alta, es importante prevenir la fractura dúctil como se describe anteriormente. Por consiguiente, en la lámina de acero utilizada como un miembro de la estructura tal como la parte debajo de la carrocería como se describe anteriormente, también es importante mejorar la propiedad de fractura.

LISTA DE MENCIONES LITERATURA DE PATENTE Literatura de Patente 1: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. 2004-339606.

Literatura de Patente 2: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. 2010-90476.

Literatura de Patente 3: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. 2007-277661.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMA TÉCNICO La presente invención tiene un objeto de proporcionar una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que permite que la capacidad de expansión del agujero y una propiedad de fractura sean mejoradas y un método de manufactura de la misma.

SOLUCIÓN PARA EL PROBLEMA La esencia de la presente invención es como sigue.

De acuerdo con un primer aspecto de la presente invención, una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; Mn: 0.5% a 3.0%; P: 0.1% o menos; S: 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0%; N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; y Nb: 0.001% a 0.06%, la lámina de acero que comprende adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0%, Cr: 0.001 a 1.0%, Mo: 0.001 a 1.0%, Ni: 0.001 a 1.0%, V: 0.01 a 0.2%, el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables , un parámetro Q expresado por la expresión Matemática 1 debajo siendo 30.0 o más, una microestructura estando hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita, o una estructura mezclada con la estructura de ferrita y la estructura de bainita, un tamaño de grano promedio de los granos incluidos en la microestructura siendo 6 pm o menos, una proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211} en una superficie laminada siendo 2.4 o menos, y en una sección transversal con una dirección de anchura de la lámina establecida como una linea normal, con respecto a las inclusiones que tienen un diámetro mayor de 3.0 µta o más, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor expresada por (un diámetro mayor de la inclusión) / (un diámetro menor de la inclusión) siendo 8.0 o menos, una suma total de una longitud en la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminadas compuesto de múltiples inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µ?? o más y una inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en una dirección de laminación de 30 µp? o más, siendo 0.25 mm o menos, las múltiples inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminadas congregándose tanto en la dirección de laminación como en una dirección perpendicular a la dirección de laminación 50 m o menos separadas entre si, y la inclusión extendida predeterminada estando separada más de 50 pm de todas las inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp? o más en al menos ya sea la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación.

[Expresión Matemática 1] [TÍ] /[si \ Q = -—-/— ¦ ¦ · (Expresión Matemática 1) 48/ 32 ' ( [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa)).

De acuerdo con un segundo aspecto de la presente invención, una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; n: 0.5% a 3.0%; P: 0.1% o menos; S : 0.01% o menos ; Al: 0.001% a 2.0% N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; Nb: 0.001% a 0.06%; REM: 0.0001% a 0.02%; y Ca: 0.0001% a 0.02%, la lámina de acero que comprende adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0% Cr: 0.001 a 1.0% o: 0.001 a 1.0% Ni: 0.001 a 1.0%; y V: 0.01 a 0.2%, y el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables, un parámetro Q' expresado por la expresión Matemática 1' debajo siendo 30.0 o más, una microestructura estando hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita, o una estructura mezclada con la estructura de ferrita y la estructura de bainita, un tamaño de grano promedio de los granos incluidos en la microestructura siendo 6 µ?t? o menos, una proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211} en una superficie laminada siendo 2.4 o menos, y en una sección transversal con una dirección de anchura de la lámina establecida como una linea normal, con respecto a una inclusión que tiene un diámetro mayor de 3.0 µ?? o más, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor expresada por (un diámetro mayor de la inclusión) / (un diámetro menor de la inclusión) siendo 8.0 o menos, una suma total de una longitud en la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminadas compuesto de múltiples inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 \i o más y una inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en una dirección de laminación de 30 µp? o más, siendo 0.25 mm o menos, las múltiples inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminadas congregándose tanto en la dirección de laminación como en una dirección perpendicular a la dirección de laminación 50 µp? o menos separadas entre si, y la inclusión extendida predeterminada estando separada más de 50 ym de todas las inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp? o más en al menos ya sea la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación.

[Expresión Matemática 2] Q.= ([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 [REM] indica el contenido de REM (% en masa) ) .

De acuerdo con un tercer aspecto de la presente invención, en la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con el segundo aspecto, se satisface la Expresión Matemática 2 debajo, y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor es 3.0 o menos, 0.3 < ([REM]/140)/([Ca]/40) · · · (Expresión Matemática 2) De acuerdo con un cuarto aspecto de la presente invención, la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con cualquiera de los primer a tercer aspectos, adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

De acuerdo con un quinto aspecto de la presente invención, en la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con el cuarto aspecto, una densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B excede 4.5/nm2 y es 12 /nm2 o menos, y un tamaño de la cementita precipitada en los limites de grano es 2 ym o menos.

De acuerdo con un sexto aspecto de la presente invención, un método de manufactura una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia incluye: la laminación en bruto de una losa de acero después de calentar la losa de acero, la losa de acero que contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; Mn: 0.5% a 3.0%; P: 0.1% o menos; S: 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0%; N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; y Nb: 0.001% a 0.06%, la losa de acero que contiene adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0%, Cr: 0.001 a 1.0% o: 0.001 a 1.0% Ni: 0.001 a 1.0%; y V: 0.01 a 0.2%, el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables, el parámetro Q expresado por la Expresión Matemática 1 siendo 30.0 o más, y la laminación en bruto siendo realizada bajo una condición en la cual una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura que excede 1150°C se vuelve 70% o menos y una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150 °C o menos se vuelve no menor que 10% ni mayor que 25%; subsiguientemente, la laminación de acabado de la losa de acero bajo una condición en la cual una temperatura de inicio es 1050°C o más y una temperatura final es no menor que Ar3 + 130°C ni mayor que Ar3 + 230°C; subsiguientemente, el enfriamiento de la losa de acero en una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o más; y subsiguientemente, el enrollamiento de la losa de acero en 640°C o menos.

De acuerdo con un séptimo aspecto de la presente invención, un método de manufactura una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia incluye: la laminación en bruto de una losa de acero después de calentar la losa de acero, la losa de acero que contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; Mn: 0.5% a 3.0%; P : 0.1% o menos ; S: 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0%; N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; Nb: 0.001% a 0.06%; RE : 0.0001% a 0.02%; y Ca: 0.0001% a 0.02%, y adicionalmente la losa de acero que contiene adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0%; Cr: 0.001 a 1.0%; Mo: 0.001 a 1.0%; Ni: 0.001 a 1.0%, y V: 0.01 a 0.2%; y el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables, el parámetro Q' expresado por la Expresión Matemática 1' siendo 30.0 o más, y la laminación en bruto siendo realizada bajo una condición en la cual una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura que excede 1150 °C se vuelve 70% o menos y una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150°C o menos se vuelve no menor que 10% ni mayor que 25%; subsiguientemente, la laminación de acabado de la losa de acero bajo una condición en la cual una temperatura de inicio es 1050 °C o más y una temperatura final es no menor que Ar3 + 130°C ni mayor que Ar3 + 230°C; subsiguientemente, el enfriamiento de la losa de acero en una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o más; y subsiguientemente, el enrollamiento de la losa de acero en 640 °C o menos.

De acuerdo con un octavo aspecto de la presente invención, en el método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con el séptimo aspecto, la losa de acero satisface la Expresión Matemática 2. , De acuerdo con un noveno aspecto de la presente invención, en el método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con cualquiera de los sexto a octavo aspectos, la losa de acero adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, la composición, la microestructura, etcétera son apropiados, de modo que es posible mejorar la capacidad de expansión del agujero y la propiedad de fractura.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS [Figura 1A] La Figura 1? es una vista esquemática que representa la peladura; [Figura IB] La Figura IB es una vista que muestra una fotografía de la peladura; [Figura 1C] La Figura 1C es una vista que muestra de modo semejante una fotografía de la peladura; [Figura 2A] La Figura 2A es una vista que representa un método de una prueba de flexión de tres puntos entallada; [Figura 2B] La Figura 2B es una vista que representa una probeta entallada; [Figura 2C] La Figura 2C es una vista que representa una probeta entallada después de ser fracturada de manera forzada; [Figura 3A] La Figura 3A es una vista que representa una curva del desplazamiento de la carga; [Figura 3B] La Figura 3B es una vista que indica un valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas y un valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas; [Figura 4A] La Figura 4A es una vista que representa un ejemplo de un grupo de inclusiones; [Figura 4B] La Figura 4B es una vista que representa un ejemplo de una inclusión extendida; [Figura 4C] La Figura 4C es una vista que representa otro ejemplo del grupo de inclusiones; [Figura 4D] La Figura 4D es una vista que representa todavía otro ejemplo del grupo de inclusiones; [Figura 4E] La Figura 4E es una vista que representa otro ejemplo de la inclusión extendida; [Figura 5A] La Figura 5A es una vista que representa una relación entre una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión, y un promedio Xprom de una proporción de expansión del agujero; [Figura 5B] La Figura 5B es una vista que representa de modo semejante la relación entre una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión, y un promedio Xprom de una proporción de expansión del agujero; [Figura 6A] La Figura 6A es una vista que representa una relación entre una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión, y una desviación estándar s de una proporción de expansión del agujero; [Figura 6B] La Figura 6B es una vista que representa de modo semejante la relación entre una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión, y una desviación estándar o de una proporción de expansión del agujero; [Figura 7] La Figura 7 es una vista que representa una relación entre una suma total de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión y un valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas; [Figura 8] La Figura 8 es una vista que representa una relación entre un valor numérico de un parámetro Q' y una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión; [Figura 9A] La Figura 9A es una vista que representa un ejemplo de una relación de una suma total de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión con respecto a una proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en una zona de temperatura que excede 1150 °C; [Figura 9B] La Figura 9B es una vista que representa un ejemplo de una relación de un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión con respecto a una proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en una zona de temperatura que excede 1150°C; [Figura 9C] La Figura 9C es una vista que representa un ejemplo de una relación de una intensidad del plano {211} con respecto a una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150 °C o menos; [Figura 9D] La Figura 9D es una vista que representa un ejemplo de una relación de un tamaño de grano promedio de una microestructura con respecto a una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150 °C o menos; [Figura 10A] La Figura 10A es una vista que representa otro ejemplo de la relación de una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de una inclusión con respecto a una proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en una zona de temperatura que excede 1150°C; [Figura 10B] La Figura 10B es una vista que representa otro ejemplo de la relación de un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de una inclusión con respecto a una proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en una zona de temperatura que excede 1150 °C; [Figura 10C] La Figura 10C es una vista que representa otro ejemplo de la relación de una intensidad del plano {211} con respecto a una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150 °C o menos; [Figura 10D] La Figura 10D es una vista que representa otro ejemplo de la relación de un tamaño de grano promedio de una microestructura con respecto a una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150°C o menos; [Figura 11A] La Figura 11A es una vista que representa un ejemplo de la existencia o ausencia de la peladura en una relación entre una densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B y una temperatura de enrollamiento; [Figura 11B] La Figura 11B es una vista que representa otro ejemplo de la existencia o ausencia de la peladura en una relación entre una densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B y una temperatura de enrollamiento; [Figura 12A] La Figura 12A es una vista que representa un ejemplo de una relación entre un tamaño de la cementita en el limite de grano y una proporción de expansión del agujero; [Figura 12B] La Figura 12B es una vista que representa otro ejemplo de la relación entre un tamaño de la cementita en el limite de grano y una proporción de expansión del agujero; [Figura 13A] La Figura 13A es una vista que representa un ejemplo de una relación entre una temperatura de enrollamiento y un tamaño de la cementita en el limite de grano; y [Figura 13B] La Figura 13B es una vista que representa otro ejemplo de la relación entre una temperatura de enrollamiento y un tamaño de la cementita en el limite de grano .

DESCRIPCIÓN DE LAS MODALIDADES A partir de ahora, se explicarán las modalidades de la presente invención.

Primero, se explicará la investigación fundamental que conduce a la completacion de la presente invención.

Los presentes inventores realizaron las siguientes investigaciones para examinar las causas predominantes con respecto a una capacidad de expansión del agujero y una propiedad de fractura de una lámina de acero que tiene una estructura de ferrita y una estructura de bainita como una fase principal.

Los presentes inventores realizaron la laminación en caliente, el enfriamiento, y el enrollamiento, etcétera bajo las condiciones que se listan en la Tabla 5 y en la Tabla 9 que se describirán más adelante, sobre aceros de muestra de composiciones del acero 1A1 a 1W3 y 2A1 a 2W3 como se lista en la Tabla 4 y en la Tabla 8 que se describirán más adelante, para producir por consiguiente láminas de acero laminadas en caliente que tienen cada una un espesor de 2.9 mm.

Posteriormente, se midió una resistencia a la tracción, una capacidad de expansión del agujero tal como un promedio Xprom y una desviación estándar o de una proporción de expansión del agujero, y una propiedad de fractura sobre las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas. Adicionalmente, una microestructura, una textura, y las inclusiones se examinaron en las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas.

Adicionalmente, un valor n (un coeficiente de endurecimiento por trabajo en frío) y la resistencia a la peladura también se examinaron sobre las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas. Aquí se explicará la peladura. Cuando se realiza la perforación de la lámina de acero, como se representa en la Figura 1A a la Figura 1C, se producen una superficie 4 del borde perforada que incluye una superficie 2 del corte y una superficie 3 fracturada, y una caída 1 por corte. Adicionalmente, algunas veces se forma un defecto o grieta 5 pequeña sobre la superficie 2 del corte y/o la superficie 3 fracturada. Tal defecto o grieta 5 pequeña tiene lugar a fin de llegar al interior de la lámina de acero desde la superficie del borde en paralelo con la superficie de la lámina de acero. Adicionalmente, algunas veces se forma una pluralidad de defectos o grietas 5 pequeñas en la dirección de espesor de la lámina. Aquí, el defecto y grieta pequeña se refiere genéricamente como peladura. La peladura tiende a ocurrir independientemente de si la capacidad de expansión del agujero es buena o mala, y cuándo existe la peladura, algunas veces hay un caso que la grieta se extiende iniciando desde la peladura para causar una falla por fatiga.

En la evaluación de la resistencia a la tracción, a partir de una porción de 1/2 de la anchura de la lámina de cada uno de los aceros de muestra, se hizo una probeta No. 5 descrita en JIS Z 2201 a fin de hacer la dirección longitudinal de la probeta paralela con la dirección de anchura de la lámina. Posteriormente, se realizó una prueba de tracción con base en el método descrito en JIS Z 2241 para medir la resistencia a la tracción de cada una de las probetas obtenidas. Adicionalmente, con base en cada uno de los valores medidos por la prueba de tracción, se calcularon una tensión real y un esfuerzo real, y con base en el la tensión real y el esfuerzo real calculados, se obtuvo el valor n (coeficiente de endurecimiento por trabajo en frió) .

En la evaluación de la capacidad de expansión del agujero, una probeta que tiene una longitud en la dirección de laminación de 150 mm y una longitud en la dirección de anchura de la lámina de 150 mm se hizo a partir de una porción de 1/2 de la anchura de la lámina de cada uno de los aceros de muestra. Posteriormente, con base en el método descrito en JFS T 1001-1996 del Estándar de la Federación Japonesa del Hierro y el Acero, se realizó una prueba de expansión del agujero para medir la proporción de expansión del agujero de cada úna de las probetas. En la evaluación de la capacidad de expansión del agujero, las múltiples probetas, por ejemplo, las 20 probetas se hicieron a partir del acero de muestra único, y las proporciones de expansión del agujero de las probetas respectivas se promediaron aritméticamente para calcular el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y para calcular también la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero. Cuando N piezas de las piezas de prueba o probetas se hacen a partir del acero de muestra único, la desviación estándar s se expresa por la Expresión Matemática 3 de abajo.

[Expresión Matemática 3] s2 = — ^"=1 ( ? - ??G?p?)2 · · · (Expresión Matemática 3) n (Ai indica la proporción de expansión del agujero de la i-ésima pieza de entre la pluralidad de piezas de prueba o probetas) .

En la prueba de expansión del agujero, se utilizó un punzón de perforación que tiene un diámetro de 10 mm. Adicionalmente, un espacio libre de perforación obtenido dividiendo un espacio libre entre el punzón de perforación y un punzón de la matriz por el espesor de la probeta se' estableció a 12.5%, y se proporcionó un agujero perforado que tuvo un diámetro de agujero inicial (DO) de 10 mm en la probeta. Posteriormente, un punzón cónico que tenia un ángulo del vértice de 60° se presionó en el agujero perforado desde la misma dirección que aquella de la perforación, y se midió un diámetro interior del agujero Df en el momento cuando una grieta formada en una superficie del borde perforada penetró en la dirección de espesor de la lámina. La proporción de expansión del agujero se obtuvo por la Expresión Matemática 4 de abajo. Aquí, la penetración, de la grieta, en la dirección de espesor de la lámina se confirmó visualmente.

?(%) = [(Df - DO) / DO] x 100 · · · (Expresión Matemática 4) En la evaluación de la resistencia a la peladura, con base en el método anteriormente mencionado, descrito en JFS T 1001-1996 del Estándar de la Federación Japonesa del Hierro y el Acero, la perforación se realizó con respecto a una sola probeta para observar visualmente una superficie del borde perforada de la probeta. El espacio libre en la realización de la perforación se estableció a 25% en consideración de la variación de la condición de la perforación. Adicionalmente, el diámetro de un agujero perforado se estableció a 10 mm. Cuando un área donde ocurrió la peladura sobre la circunferencia de la superficie del borde varió por 20 grados o más al observarse desde el centro del círculo en términos de un ángulo, se estableció la "ocurrencia", y cuando el área varió desde más de O grados hasta menos que 20 grados en términos de un ángulo, se estableció la "pequeña ocurrencia", y cuando no ocurrió peladura alguna, se estableció "ninguna". Aquí, la "ocurrencia" prácticamente se vuelve un problema, pero la "pequeña ocurrencia" está dentro de un rango admisible de manera práctica.

La propiedad de fractura se evaluó por un valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas (J/m2) y un valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas (módulo de desgarre) (J/m3) obtenidos por una prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada, y una temperatura de transición de la aparición de la fractura (°C) y la energía absorbida de Charpy (J) obtenida por una prueba de impacto Charpy. El valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas indica la resistencia a la ocurrencia de una grieta de una lámina de acero que forma un miembro de la estructura cuando se aplica una carga de impacto a la misma (inicio de la fractura) , y el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas indica la resistencia a la fractura de gran escala de una lámina de acero que forma un miembro de la estructura. Es importante mejorar los valores anteriormente mencionados a fin de no poner en peligro la seguridad del miembro de la estructura cuando se aplica una carga de impacto al mismo. Sin embargo, no se ha propuesto una técnica que tenga como meta mejorar el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas y el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas convencionalmente .

En la prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada, cinco o más probetas 11 entalladas cada una que tiene una muesca 12 provista ahí como se representa en la Figura 2A y en la Figura 2B, se hicieron a partir del acero de muestra único a fin de hacer la dirección longitudinal de la probeta paralela con la dirección de anchura de la lámina. Aquí, una profundidad a de la muesca 12 se estableció a 2.6 mm y una anchura de la muesca 12 se estableció a 0.1 mm. Adicionalmente, una dimensión, de la probeta 11 entallada, en la dirección de laminación se estableció a 5.2 mm y un espesor B se estableció a 2.6 mm. Posteriormente, como se representa en la Figura 2A, ambas porciones extremas, de la probeta 11 entallada, en la dirección longitudinal se colocaron a un punto 13 de soporte, y una porción intermedia de la probeta 11 entallada se colocó a un punto de carga 14, y bajo la condición de que una cantidad de desplazamiento del punto de carga (carrera) se cambió variadamente, la prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada se realizó con respecto a la probeta 11 entallada. El diámetro del punto 13 de soporte se estableció a 5 mm y un espaciamiento entre los puntos 13 de soporte se estableció a 20.8 mm. Posteriormente, un tratamiento térmico en el cual la probeta 11 entallada se mantuvo en una atmósfera de 250 °C durante 30 minutos y posteriormente se enfrió con aire, se realizó con respecto a la probeta 11 entallada habiendo tenido la prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada realizada sobre la misma, y por consiguiente se realizó la coloración por oxidación en una fractura 16 formada por la prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada. Subsiguientemente, la probeta 11 entallada se enfrió a una temperatura de nitrógeno liquido con nitrógeno liquido, y posteriormente en dicha temperatura, la probeta 11 entallada se fracturó de manera forzada de modo que una grieta pudiese extenderse en la dirección de profundidad de muesca de la muesca 12 en la probeta 11 entallada. Como se representa en la Figura 2C, una fractura 17 formada por la prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada se hizo claramente visible por la coloración por oxidación y se posicionó entre una superficie 16 de la muesca y una fractura 18 formada por la fractura forzada. Posteriormente, la fractura 17 formada por la prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada se observó después de la fractura forzada, y con base en la Expresión Matemática 5 de abajo, se obtuvo una extensión de la grieta Aa (m) .

Aa = (Ll + L2 + L3) / 3¦ · · (Expresión Matemática 5) La Figura 3A es una curva del desplazamiento de la carga obtenida por una prueba de flexión de tres puntos con probeta entallada realizada bajo una condición de carrera predeterminada. Una energía de trabajo A (J) correspondiente a la energía aplicada a la probeta en la prueba se obtuvo con base en la curva del desplazamiento de la carga, y un parámetro J (J/m2) se obtuvo con base en la Expresión Matemática 6 de abajo con la energía de trabajo A, el espesor B (m) de la probeta, y un ligamento b (m) . El ligamento b aquí denota la longitud en la dirección de profundidad de la muesca de la porción aparte de la muesca en la sección transversal que incluye la muesca 12 en la probeta 11 entallada.

J = 2 x la energía de trabajo A /{el espesor B x el ligamento b} ión Matemática 6 Adicionalmente, como se representa en la Figura 3B, la relación entre la extensión de la grieta ña (m) de la probeta 11 entallada y el parámetro J (J/m2) se expresó en una gráfica. Posteriormente, se obtuvo un valor del eje vertical (el valor del parámetro J) de un punto de intersección de una línea La que tiene una inclinación de "3 x (YP + TS) / 2" y que pasa a través del origen y una línea Lb de regresión primaria con respecto a la extensión de la grieta Aa y el parámetro J, y el valor se estableció para ser el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas (J/m2) que es un valor que indica la resistencia a la ocurrencia de grietas del acero de muestra. Adicionalmente, también se obtuvo la inclinación de la línea Lb de regresión primaria y se estableció para ser el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas (J/m3) que indica la resistencia a la propagación de las grietas del acero de muestra. El valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas es un valor correspondiente a la energía de trabajo por unidad 'de área necesaria para hacer que ocurra una grieta, e indica la resistencia a la ocurrencia de una grieta de una lámina de acero que forma un miembro de la estructura cuando se aplica una carga de impacto a la misma (inicio de la fractura) . El valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas es un valor a ser un índice que indica el grado de la energía de trabajo necesaria para extender la grieta, e indica la resistencia a la fractura de gran escala de una lámina de acero que forma un miembro de la estructura.

En la prueba de impacto Charpy, una probeta entallada en V descrita en JIS Z2242 se hizo a partir de cada uno de los aceros de muestra a fin de hacer la dirección longitudinal de la probeta paralela con la dirección de anchura de la lámina. Posteriormente, se realizó la prueba con respecto a la probeta entallada en V con base en el método descrito en JIS Z2242. La probeta se estableció para ser una probeta de sub-tamaño que tiene un espesor de 2.5 mm. La temperatura de transición de la aparición de la fractura y la energía absorbida de Charpy se obtuvieron con base en JIS Z2242. Posteriormente, para la evaluación se utilizaron la temperatura de transición de la aparición de la fractura en que la fractura dúctil porcentual se vuelve 50%, y la energía absorbida de Charpy obtenida en una temperatura de prueba establecida a la temperatura ambiente (23°C ± 5°C) .

En el examen de la microestructura y las inclusiones, se observó una posición de 1/4 de la anchura de la lámina de cada una de las láminas de acero. En la observación, una muestra se cortó de modo que pudiese ser expuesta una sección transversal con la dirección de anchura de la lámina establecida como una línea normal, (que se referirá a partir de ahora como una sección transversal L) , y la sección transversal se pulió y posteriormente la sección transversal fue corroída con un reactivo nital. Posteriormente, utilizando un microscopio óptico, la observación se realizó en una magnificación de 200 veces a 500 veces. Adicionalmente, en el examen de la microestructura, mediante un método similar al método anteriormente mencionado, la corrosión se realizó con una solución repelente de corrección, y se observó la martensita en forma de isla.

En el examen de la textura, se midió una proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X. La proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X aquí denota un valor numérico obtenido en una manera que la intensidad de difracción de los rayos X de una muestra estándar que no tiene integración en una orientación particular y que tiene una distribución de orientación aleatoria y la intensidad de difracción de los rayos X del acero de muestra a ser medido, se miden por la medición de la difracción de los rayos X, y la intensidad de difracción de los rayos X obtenida del acero de muestra se divide por la intensidad de difracción de los rayos X de la muestra estándar. Esto significa que debido a que la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X en una orientación particular es mayor, la cantidad de la textura que tiene un plano de cristal en la orientación particular es grande en la lámina de acero.

La medición de la difracción de los rayos X se realizó utilizando un método de difractómetro utilizando un tubo de rayos X apropiado, o similar. En la fabricación de una muestra para la medición de la difracción de los rayos X, una probeta se cortó a partir de una posición de 1/2 de la anchura de la lámina de la lámina de acero en un tamaño de 20 mm en la dirección de anchura de la lámina y 20 mm en la dirección de laminación, y mediante pulido mecánico, la muestra se pulió a una posición de 1/2 de la anchura de la lámina en la dirección de espesor de la lámina, y posteriormente se removió la tensión mediante pulido electrolítico o similar. Posteriormente, se realizó la medición de la difracción de los rayos X de la posición de 1/2 de la anchura de la lámina de la muestra obtenida.

Se sabe que un tamaño de grano promedio de la microestructura tiene un efecto sobre la temperatura de transición de la aparición de la fractura. De esta manera, al examinar la microestructura, se midió el tamaño de grano promedio de la microestructura. En la medición del tamaño de grano promedio, primero, en una porción de la mitad del «espesor de la lámina de la sección transversal L en la posición de 1/4 de la anchura de la lámina de la lámina de acero a ser medida, que es 500 µp en la dirección de espesor de la lámina y 500 µp? en la dirección de laminación, la distribución de la orientación del cristal de la porción se examinó con un paso de 2 ]i por un método EBSD. Posteriormente, los puntos que tuvieron una diferencia de orientación de 15° o más se conectaron por un segmento de linea, y el segmento de linea se consideró como un limite de grano. Posteriormente, un promedio en número de los diámetros equivalentes del circulo de los granos rodeados por el limite de grano se obtuvo para ser establecido como el tamaño de grano promedio.

Adicionalmente, en el examen de las inclusiones, con base en la siguiente idea, se midió una suma total M de una longitud en la dirección de laminación de la inclusión (mm/mm2) a ser definida como se describirá más adelante.

La inclusión forma espacios vacíos en el acero durante la deformación de la lámina de acero y promueve que la fractura dúctil cause el deterioro de la capacidad de expansión del agujero. Adicionalmente, debido a que la forma de la inclusión es una forma extendida más larga en la dirección de laminación, se incrementa la concentración de la tensión en la vecindad de la inclusión, y de conformidad con el fenómeno, se incrementa el efecto de que la inclusión deteriora la capacidad de expansión del agujero. Convencionalmente, se sabe que mientras mayor es la longitud en la dirección de laminación de la inclusión única, más se deteriora la capacidad de expansión del agujero.

Los presentes inventores encontraron que de modo semejante a la inclusión extendida única, un grupo de inclusiones hecho de un grupo de inclusiones compuesto en una manera que la inclusión extendida y la inclusión esférica se distribuyen en la dirección de laminación que es la dirección de propagación de la grieta dentro de un rango de espaciamiento predeterminado, también afecta el deterioro de la capacidad de expansión del agujero. Esto es concebible porque mediante el efecto sinérgico de la tensión a ser introducida en la vecindad de cada una de las inclusiones que componen el grupo de inclusiones durante la deformación de la lámina de acero, ocurre una gran concentración de tensión en la vecindad del grupo de inclusiones. Se encontró que cuantitativamente, el grupo de inclusiones hecho de un grupo de las inclusiones alineadas, separadas 50 µ?t? o menos de la inclusión diferente adyacente en una linea en la dirección de laminación afecta la capacidad de expansión del agujero igualmente a la inclusión única extendida a la longitud casi igual a la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones. La linea en la dirección de laminación aquí significa una linea virtual extendida en la dirección de laminación .

De esta manera, para evaluar la capacidad de expansión del agujero, la inclusión que tiene una forma según se explica debajo y posicionada como se explica debajo se estableció a un objeto a ser medido.

Primero, la inclusión a ser medida se limitó a aquellas que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 ym o más. Esto es concebible debido a que el efecto de la inclusión que tiene un diámetro mayor de menos que 3.0 m sobre el deterioro de la capacidad de expansión del agujero es pequeño. Adicionalmente, el diámetro mayor aquí denota el diámetro más largo en una forma de corte trasversal de la inclusión a ser observada, y en muchos casos es un diámetro en la dirección de laminación.

Posteriormente, un grupo de las inclusiones alineadas, separadas 50 µ?? o menos de la inclusión diferente adyacente en la línea en la dirección de laminación se estimó como un solo grupo de inclusiones y se midió una longitud Ll en la dirección de laminación del grupo de inclusiones, y el grupo de inclusiones que tienen la longitud Ll en la dirección de laminación de 30 µ?a o más se estableció a un objeto a ser evaluado. Es decir, en el caso cuando se alinean las múltiples inclusiones en la linea en la dirección de laminación, si existen las dos inclusiones separadas entre si 50 µ?? o menos en la dirección de laminación, éstas se establecen para estar contenidas en el grupo de inclusiones único, y adicionalmente, si existe la inclusión diferente separada 50 pm o menos de al menos una de estas dos inclusiones, esta inclusión también se establece para estar contenida en el grupo de inclusiones. Posteriormente, en la presente invención, el grupo de inclusiones se define por la repetición de la relación posicional entre tales inclusiones. 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 Figura 4A, se establece que cinco inclusiones 21a a 21e que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp? o más se alineen en la linea en la dirección de laminación. Adicionalmente, se establece que un espaciamiento X entre la inclusión 21a y la inclusión 21b exceda 50 µp\, el espaciamiento X entre la inclusión 21b y la inclusión 21c sea 50 µ?? o menos, el espaciamiento X entre la inclusión 21c y la inclusión 21d sea 50 pm o menos, y el espaciamiento X entre la inclusión 21d y la inclusión 21e exceda 50 µp? En este caso, un grupo de las inclusiones 21b a 21d se estima como un grupo de inclusiones, y si la longitud Ll en la dirección de laminación del grupo de inclusiones es 30 µp\ o más, el grupo de inclusiones se establece a un objeto a ser evaluado.

Adicionalmente, aun cuando existió una inclusión separada más de 50 µp? de la inclusión diferente adyacente en la linea en la dirección de laminación, se midió una longitud L2 en la dirección de laminación de la inclusión y la inclusión que tuvo la longitud L2 en la dirección de laminación de 30 µp? o más se estableció a un objeto a ser evaluado. Por ejemplo, como se representa en la Figura 4B, se establece que tres inclusiones 21f a 21h que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µ?? o más se alineen en la linea en la dirección de laminación. Adicionalmente, se establece que el espaciamiento X entre la inclusión 21f y la inclusión 21g exceda 50 µp?, y el espaciamiento X entre la inclusión 21g y la inclusión 21h exceda 50 µ?a. Adicionalmente, se establece que la longitud L2 en la dirección de laminación de cada una de la inclusión 21f y la inclusión 21h sea menos que 30 µt?, y la longitud L2 en la dirección de laminación de la inclusión 21g sea 30 µ?? o más. En este caso, la inclusión 21g se establece a un objeto a ser evaluado. Se debe notar que, en un caso cuando existe otra inclusión separada 50 µp? o menos en la dirección perpendicular a la dirección de laminación como se describirá más adelante, se establece que con la otra inclusión, se compone el grupo de inclusiones.

Incidentalmente, la razón por la que el objeto a ser medido se limitó al grupo de inclusiones que tienen la longitud Ll en la dirección de laminación de 30 pm o más y la inclusión que tiene la longitud L2 en la dirección de laminación de 30 µ?? o más, es concebible debido a que el efecto del grupo de inclusiones que tienen la longitud Ll en la dirección de laminación de menos que 30 µp\ y la inclusión que tiene la longitud L2 en la dirección de laminación de menos que 30 µp\ sobre el deterioro de la capacidad de expansión del agujero es pequeño.

Como es claro a partir de la explicación anteriormente descrita, aun cuando existe la inclusión que tiene la longitud en la dirección de laminación de 30 m o más, si la inclusión existe separada 50 µ?? o menos de la inclusión diferente adyacente en la linea en la dirección de laminación, la inclusión es parte de un grupo de inclusiones. Por ejemplo, como se representa en la Figura 4C, se establece que cuatro inclusiones 21i a 211 que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp\ o más se alineen en la linea en la dirección de laminación. Adicionalmente, se establece que el espaciamiento X entre la inclusión 21i y la inclusión 21j exceda 50 µ??, el espaciamiento X entre la inclusión 21j y la inclusión 21k sea 50 µp\ o menos, y el espaciamiento X entre la inclusión 21k y la inclusión 211 exceda 50 µp. Adicionalmente, se establece que la longitud L2 en la dirección de laminación de cada una de las inclusiones 21i, 21k, y 211 sea menos que 30 µ??, y la longitud L2 en la dirección de laminación de la inclusión 21j sea 30 µp? o más. En este caso, un grupo de las inclusiones 21j y 21k se considera como un grupo de inclusiones, y este grupo de inclusiones se establece a un objeto a ser evaluado. A partir de ahora, la inclusión que no está contenida en cualquiera de los grupos de inclusiones y tiene la longitud L2 en la dirección de laminación de 30 µ?? o más se refiere algunas veces como la "inclusión extendida".

Adicionalmente, incluso si entre las dos inclusiones que no existen estrictamente en una linea en la dirección de laminación y que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µ?? o más, un espaciamiento en la dirección perpendicular a la dirección de laminación es 50 m o menos, algunas veces ocurre una gran concentración de tensión en la vecindad de estas inclusiones. De esta manera, aun cuando existe un grupo de las múltiples inclusiones que no están alineadas en la linea en la dirección de laminación, si un espaciamiento en la dirección de laminación entre las inclusiones y un espaciamiento en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre las inclusiones son cada uno 50 µp? o menos, las inclusiones se estiman para componer un grupo de inclusiones.

Por ejemplo, como se representa en la Figura 4D, se establece que seis inclusiones 21m a 21r que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp? o más se dispersen en la lámina de acero. Adicionalmente, se establece que el espaciamiento X en la dirección de laminación entre la inclusión 21o y la inclusión 21p y un espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21o y la inclusión 21p sean cada uno 50 ym o menos, y el espaciamiento X en la dirección de laminación entre ' la inclusión 21p y la inclusión 21q y el espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21p y la inclusión 21q sean cada uno 50 m o menos. Adicionalmente, se establece que el espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21m y la inclusión 21o exceda 50 ym, el espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21n y la inclusión 21p exceda 50 ym, y el espaciamiento X en la dirección de laminación entre la inclusión 21q y la inclusión 21r exceda 50 ym. En este caso, un grupo de las inclusiones 21o a 21q se estima como un grupo de inclusiones, y si la longitud Ll en la dirección de laminación de este grupo de inclusiones es 30 ym o más, este grupo de inclusiones se establece a un objeto a ser evaluado.

Adicionalmente, por ejemplo, como se representa en la Figura 4E, se establece que cuatro inclusiones 21s a 21v que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 ym o más se dispersen en la lámina de acero. Adicionalmente, se establece que el espaciamiento X en la dirección de laminación entre la inclusión 21s y la inclusión 21u y el espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21s y la inclusión 21u cada uno exceda 50 pm, el espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21t y la inclusión 21u exceda 50 µp?, y el espaciamiento X en la dirección de laminación entre la inclusión 21v y la inclusión 21u exceda 50 µp\. Adicionalmente, se establece que la longitud L2 en la dirección de laminación de la inclusión 21u sea 30 µp? o más. En este caso, la inclusión 21u se estima como una inclusión extendida a ser establecida a un objeto a ser evaluado. Sin embargo, si el espaciamiento X en la dirección de laminación entre la inclusión 21t y la inclusión 21u y el espaciamiento Y en la dirección perpendicular a la dirección de laminación entre la inclusión 21t y la inclusión 21u son cada uno 50 µp? o menos, incluso en un caso cuando no se alinean en la linea en la dirección de laminación, un grupo de la inclusión 21t y la inclusión 21u se estima como un grupo de inclusiones.

En la evaluación de la capacidad de expansión del agujero, primero, se midió la longitud Ll en la dirección de laminación de todos los grupos de inclusiones observados en un solo campo visual, y la longitud L2 en la dirección de laminación de todas las inclusiones extendidas observadas en el mismo campo visual y se obtuvo una suma total L (mm) de las longitudes Ll y L2 en la dirección de laminación. Posteriormente, se obtuvo un valor numérico M (mm/mm2) con la suma total L obtenida con base en la Expresión Matemática 7 de abajo, y el valor numérico M obtenido se definió como la suma total M de la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones y la inclusión extendida por unidad de área (1 mm2) (a partir de ahora, la suma total M de la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones y la inclusión extendida se refiere algunas veces como "la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión") . Posteriormente, se examinó la relación entre esta suma total M y la capacidad de expansión del agujero. Nótese que S en la Expresión Matemática 7 es un área del campo visual observado (mm2) .

M = L / S · · · (Expresión Matemática 7) Aquí, el por qué a partir de la suma total L de la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones y la inclusión extendida, no se obtuvo el promedio de la longitud en la dirección de laminación sino la suma total M por unidad de área es por la siguiente razón.

Es concebible que durante la deformación de una lámina de acero, cuando el número de grupos de inclusiones e inclusiones extendidas (el grupo de inclusiones, etcétera) es pequeño, la grieta se propaga en una manera que no se conectan los espacios vacíos generados alrededor de este grupo de inclusiones, etcétera, pero cuando el número de grupos de inclusiones, etcétera, es grande, los espacios vacíos alrededor del grupo de inclusiones, etcétera, se conectan continuamente para formar un largo espacio vacío continuo, y por consiguiente se promueve la fractura dúctil. Tal efecto del número de grupos de inclusiones, etcétera, no se puede indicar por el promedio de la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones, etcétera, pero se puede indicar por la suma total M por unidad de área. Desde tal punto de vista, se obtuvo la suma total M por unidad de área de la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones, etcétera.

Posteriormente, los detalles se describirán más adelante, pero de acuerdo con la prueba realizada por los presentes inventores, con respecto al grupo de inclusiones y la inclusión extendida gue tienen cada una la longitud en la dirección de laminación de 30 m o más, existió una correlación clara entre la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero. Por otra parte, con respecto al grupo de inclusiones y la inclusión extendida gue tienen cada una la longitud en la dirección de laminación de 30 µ?? o más, no se observó una correlación significativa entre el promedio de la longitud en la dirección de laminación del grupo de inclusiones, etcétera, y el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero. Es decir, resultó que es difícil indicar el grado de la capacidad de expansión del agujero mediante el promedio de la longitud en la dirección. de laminación del grupo de inclusiones, etcétera.

Adicionalmente, durante la deformación de una lámina de acero, en una porción de la tensión que se concentra por la deformación, ocurre la grieta y la propagación de la grieta ocurre iniciando desde el grupo de inclusiones y la inclusión extendida. En un caso cuando la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es grande, en particular, la tendencia anteriormente mencionada se vuelve fuerte, y de esta manera se disminuyen el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas y el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas. Adicionalmente, la energía absorbida de Charpy que es la energía requerida para la fractura de la probeta en una zona de temperatura donde ocurre la fractura dúctil es un índice afectado tanto por el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas como por el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas. Por consiguiente, en un caso cuando la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es grande, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas y el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas se disminuyen, y la energía absorbida de Charpy también se disminuye.

Desde tal punto de vista, en la investigación fundamental, la capacidad de expansión del agujero y la propiedad de¦ fractura se evaluaron utilizando la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. . de la resistencia a la propagación de las grietas, la energía absorbida de Charpy, etcétera.

Adicionalmente, en el examen de una inclusión, por lo que respecta a cada una de las inclusiones en un campo visual, se midió una proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión expresada por un diámetro mayor de la inclusión/un diámetro menor de la inclusión, y se identificó el máximo de entre las proporciones del diámetro mayor/diámetro menor de las inclusiones en el campo visual. Esto es porque incluso en un caso en que es igual la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, cuando la forma de cada una de las inclusiones es el círculo y la proporción del diámetro mayor/diámetro menor es pequeña, la concentración de la tensión en la vecindad de la inclusión se disminuye durante la deformación de la lámina de acero, y se hacen mejores el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Adicionalmente, mediante el experimento, se encontró que existe una correlación entre el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, y de esta manera también desde el punto de vista de evaluar la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, se midió el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión.

La lámina de acero obtenida bajo las condiciones de laminación en caliente como se describe anteriormente, fue una de la cual la resistencia a la tracción se distribuye en un rango de 780 a 830 MPa y la microestructura es la estructura de ferrita o la estructura de bainita como una fase principal.

La Figura 5A y la Figura 5B son vistas que representan cada una la relación entre la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión, y el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero. La Figura 6A y la Figura 6B son vistas que representan cada una la relación entre la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión, y la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero. La Figura 7 es una vista que representa la relación entre la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas. La Figura 5A y la Figura 6A representan cada una la relación del caso de utilizar las composiciones del acero 1A1 a 1 3 listadas en la Tabla 4, y la Figura 5B y la Figura 6B representan cada una la relación del caso de utilizar las composiciones del acero 2A1 a 2W3 listadas en la Tabla 8. La Figura 7 representa la relación en el caso de utilizar un acero que contiene, en % masa, C: 0.03% a 0.04%, Si: 0.01% a 1.05%, Mn: 0.7% a 1.9%, P: 0.0008% a 0.01%, S: 0.001% a 0.005%, Al: 0.02% a 0.04%, Ti: 0.12% a 0.18%, REM: 0% a 0.004%, Ca : 0% a 0.004%, Nb: 0% a 0.04%, y V: 0% a 0.02%, y el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables.

Se encuentra que como se representa en la Figura 5A y en la Figura 5B, el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero de la lámina de acero es mejor a medida que la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es más pequeña y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor es más pequeño. Adicionalmente, se encuentra que como se representa en la Figura 6A y en la Figura 6B, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero es mejor a medida que el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión es más pequeño. Incidentalmente, los resultados experimentales representados en la Figura 5A, Figura 5B, Figura 6A, y Figura 6B satisfacen las condiciones de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invención en términos de la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211} (la cual, a partir de ahora, también se refiere como la intensidad del plano {211}), etcétera, excepto la condición referente a la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y la condición referente al máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor.

Se encuentra a partir de la Figura 5?, Figura 5B, Figura 6A, y Figura 6B que, cuando la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es 0.25 mm/mm2 o menos y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor es 8.0 o menos, el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero puede ser 80% o más y la desviación estándar s puede ser 15% o menos. Adicionalmente, también se encuentra que, cuando el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor es 3.0 o menos, el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero puede ser 85% o más y la desviación estándar s puede ser 10% o menos. De esta manera, en la presente invención, por lo que respecta a las inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µ?t? o más, la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión se establece a 0.25 mm/mm2 o menos y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión se establece a 8.0 o menos. Adicionalmente, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión se establece preferiblemente a 3.0 o menos.

Adicionalmente, es importante mejorar el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas para prevenir la fractura de una lámina de acero que compone un miembro de la estructura. El valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, como se representa en la Figura 7, depende de la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, y resultó que a medida que se incrementa la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, se disminuye el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas.

Adicionalmente, los presentes inventores encontraron que el grupo de inclusiones y la inclusión extendida son nS extendido por la laminación y un residuo de un material de desulfuración aplicado para la desulfuración en una etapa de la fabricación del acero. Como se describe anteriormente, el grupo de inclusiones y la inclusión extendida incrementan la suma total M de la longitud en la dirección de laminación y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión para causar el deterioro de la capacidad de expansión del agujero, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, etcétera. Los presentes inventores encontraron que en un caso en que se agregan REM y Ca, las formas de los precipitados tales como el CaS que precipita en cierto modo para no utilizar óxido o sulfuro de REM como un núcleo y el aluminato de calcio que es una mezcla de CaO y alúmina también se extienden ligeramente en la dirección de laminación. Los presentes inventores encontraron que estas inclusiones también incrementan la suma total M de la longitud en la dirección de laminación y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión para causar el deterioro de la capacidad de expansión del agujero, etcétera.

Posteriormente, como resultado de la investigación de un método de manufactura para suprimir estas inclusiones para lograr la mejora de la capacidad de expansión del agujero, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, etcétera, resultó que son importantes las siguientes condiciones .

Primero, para suprimir el MnS, es importante disminuir el contenido de S que se enlaza a Mn. Por consiguiente, en la presente invención, el contenido de S se establece a 0.01% o menos. Adicionalmente, en el acero adicionado con Ti, se forma TiS en una temperatura mayor que una zona de temperatura donde se forma el MnS, de modo que es posible disminuir el contenido de S que se enlaza a Mn. Incluso en el acero que tiene REM y Ca adicionados al mismo, de modo semejante es posible disminuir el contenido de S que se enlaza a Mn mediante la precipitación de sulfuros de REM y Ca. De esta manera, para suprimir el MnS, es importante contener estequiométricamente Ti, REM, y Ca en una mayor proporción que el contenido total de S.

Como resultado de examinar la relación entre el valor numérico del parámetro Q' expresado por la Expresión Matemática 1' y la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión con base en tal idea, resultó que como se representa en la Figura 8, cuando el valor numérico del parámetro Q' es 30.0 o más, se puede obtener la suma total M de 0.25 mm/mm2 o menos, que se requiere en la presente invención. La Figura 8 representa la relación en el caso de utilizar un acero similar a aquel en la Figura 7. Adicionalmente, también resultó que, cuando el valor numérico del parámetro Q' es 30.0 o más, se puede obtener el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión de 8.0 o menos, que se requiere en la presente invención, aunque no se ilustra. Posteriormente, en la presente invención, el valor del parámetro Q' se establece a 30.0 o más. Incidentalmente, en el caso cuando REM y Ca no están contenidos en el acero, el parámetro Q expresado por la Expresión Matemática 1 se puede utilizar en lugar del parámetro Q' . Aqui, también es concebible simplemente disminuir el contenido de S a fin de suprimir el contenido de MnS, pero en este caso, se incrementa una carga de manufactura en un proceso de desulfuración y adicionalmente puede quedar el material de desulfuración utilizado en el proceso de desulfuración, y consecuentemente, se incrementa el contenido de las inclusiones extendidas. Por consiguiente, es particularmente efectivo establecer el valor numérico del parámetro Q' a 30.0 de modo que el contenido de MnS se pueda suprimir no sólo disminuyendo el contenido de S sino incrementando el contenido de Ca y REM.

[Expresión Matemática 4] • · · Expresión Matemática l'J Adicionalmente, los presentes inventores examinaron la relación entre el valor numérico de ([REM]/140) / ([Ca]/40) y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión en términos de disminuir los precipitados tales como el CaS que precipita en cierto modo para no utilizar óxido o sulfuro de REM como un núcleo. Como consecuencia, resultó que, cuando el valor numérico de ([REM]/140) / ([Ca]/40) es 0.3 o más, se puede obtener el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de 3.0 o menos, que es la condición preferible de la presente invención, aunque no se ilustra. De esta manera, como la condición de establecer el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión a 3.0 o menos, preferiblemente se satisface la Expresión Matemática 8 de abajo. 0.3 < ([REM] / 140) /([Ca] / 40) · · · (Expresión Matemática ß) El por qué, cuando el valor numérico de ([REM]/140) / ([Ca]/40) es 0.3 o más, se puede obtener 3.0 o menos del máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor, es concebible por la siguiente razón. En un caso cuando se agrega una cantidad mucho mayor de REM en comparación con Ca, el CaS, etcétera, cristalizan o precipitan en cierto modo para utilizar óxido, o sulfuro esférico de REM como un núcleo, y precipitan precipitados generalmente esféricos. Por otra parte, cuando se disminuye la proporción de REM a Ca, se disminuye el óxido o sulfuro de REM a ser un núcleo, y de esta manera una gran cantidad de precipitados de forma extendida tales como el CaS precipitan en cierto modo para no utilizar óxido o sulfuro de REM como un núcleo. Posteriormente, como resultado, es concebible que la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión sea afectada.

Adicionalmente, en la presente invención, para disminuir el aluminato de calcio, el contenido de Ca se establece a 0.02% o menos.

La Figura 9A representa la relación de la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión con respecto a una proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en una zona de temperatura que excede 1150 °C en un acero de muestra hecho de una composición a del acero listada en la Tabla 1 de abajo, y la Figura 9B representa la relación del máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor con respecto a la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150 °C en el acero de muestra hecho de la composición a del acero listada en la Tabla 1 de abajo. La Figura 9C representa la relación de la intensidad del plano {211} con respecto a una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150 °C o menos, y la Figura 9D representa la relación del tamaño de grano promedio de la microestructura con respecto a la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura de 1150 °C o menos. Adicionalmente, la Figura 10A representa la relación de la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión con respecto a la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150 °C en un acero de muestra hecho de una composición b del acero listada en la Tabla 2 de abajo, y la Figura 10B representa la relación del máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor con respecto a la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150°C en el acero de muestra hecho de la composición b del acero listada en la Tabla 2 de abajo. La Figura 10C representa la relación de la intensidad del plano {211} con respecto a la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura de 1150°C o menos, y la Figura 10D representa la relación del tamaño de grano promedio de la microestructura con respecto a la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura de 1150°C o menos. La proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto aquí significa la proporción de la cual se reduce una losa.de acero en cada zona de temperatura con base en el espesor de la losa de acero antes de la laminación en bruto. Una proporción Rl de reducción acumulada (%) de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150 °C se define por la Expresión Matemática 9 de abajo. Adicionalmente, una proporción R2 de reducción acumulada (%) de la laminación en bruto en la zona de temperatura de 1150 °C o menos se define por la Expresión Matemática 10 de abajo. Adicionalmente, aquí una temperatura de inicio de la laminación de acabado fue 1075°C, una temperatura final de la laminación de acabado se estableció a 940°C, una tasa de enfriamiento en una mesa de salida (ROT: mesa de salida) fue 30 °C/segundo, y una temperatura de enrollamiento fue 480°C.

[Expresión Matemática 5] Rl = tal ~ tbl x 100 · · · (Expresión Matemática 9) R2 = ta2 ~ tb?- x 100 · · · (Expresión Matemática ??) (to indica el espesor de la losa de acero antes de la laminación en bruto, tai indica el espesor de la losa de acero antes de la primera reducción en la zona de temperatura que excede 1150°C, tbi indica el espesor de la losa de acero antes de la reducción final en la zona de temperatura que excede 1150°C, ta2 indica el espesor de la losa de acero antes de la primera reducción en la zona de temperatura de 1150°C o menos, y tb2 indica el espesor de la losa de acero antes de la reducción final en la zona de temperatura de 1150°C o menos) . [Tabla 1] TABLA 1 [Tabla TABLA El símbolo "-" significa que no se agrega el elemento y que el contenido del elemento es tan bajo como las impurezas inevitables.

A partir de lo anterior, se encuentra que en un caso en que la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura que excede 1150°C está en exceso de 70%, se incrementa tanto la suma total M de la longitud en la dirección de laminación como el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión, imposibilitando de esta manera obtener la suma total M de 0.25 mm/mm2 o menos y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión de 8.0 o menos. Esto es concebible debido a que a medida que se incrementa la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto realizada en una zona de alta temperatura tal como la zona de temperatura que excede 1150°C, las inclusiones tienen más probabilidad de ser extendidas mediante la laminación.

Adicionalmente, se encuentra que en un caso en que la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura de 1150°C o menos es menos que 10%, el tamaño de grano promedio de la microestructura se incrementa para exceder 6 µp?. Esto es concebible debido a que a medida que se disminuye la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto realizada en una zona de baja temperatura tal como la zona de temperatura de 1150°C o menos, se incrementa el tamaño de grano de la austenita después de la recristalización, y de esta manera también se incrementa el tamaño de grano promedio de la microestructura en un producto final.

Adicionalmente, se encuentra que en un caso en que la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura de 1150°C o menos está en exceso de 25%, la intensidad del plano {211} se incrementa para exceder 2.4. Esto es concebible debido a que cuando la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto realizada en una zona de temperatura relativamente baja tal como la zona de temperatura de 1150°C o menos es muy grande, la recristalización no progresa sustancialmente completamente después de la laminación en bruto, y una estructura no recristalizada a ser la causa de incrementar la intensidad del plano {211} permanece incluso después de la laminación de acabado, y consecuentemente se incrementa la intensidad del plano {211} en un producto final.

A continuación, se explicará otra investigación fundamental que conduce a la completación de la presente invención.

Los presentes inventores hicieron losas de acero a través de fundición y colada con las composiciones listadas en la Tabla 3 para manufacturar láminas de acero laminadas en caliente con el cambio de la temperatura final de la laminación de acabado y la temperatura de enrollamiento, que tienen un gran efecto sobre los materiales de la lámina de acero laminada en caliente entre los procesos de manufactura de la lámina de acero laminada en caliente. Específicamente, la laminación en caliente se realizó sobre las losas de acero bajo la condición de una temperatura de calentamiento establecida a 1260°C y la temperatura final de la laminación de acabado establecida a 750°C a 1000°C, y posteriormente las losas de acero se enfriaron en una tasa de enfriamiento promedio de aproximadamente 40°C/seg y se enrollaron en una temperatura de 0°C a 750°C. De esta manera, se fabricaron las láminas de acero laminadas en caliente que tienen cada una un espesor de 2.9 mm. Posteriormente, se realizaron diversos exámenes. En los siguientes exámenes, a menos que se mencione lo contrario, se utilizaron muestras cada una cortada a partir de una posición de 1/4 de la anchura de la lámina de acero (una porción de 1/4 de la anchura de la lámina) o una posición de 3/4 de la anchura de la lámina de acero (una porción de 3/4 de la anchura de la lámina) .

[Tabla 3] TABLA 3 En la Tabla 3, Ti, Nb, y B no están contenidos en una composición c del acero, y Ti y Nb están contenidos pero B no está contenido en una composición d del acero. Adicionalmente, Ti, Nb, y B están contenidos en una composición e del. acero, y Ti, B y una pequeña cantidad de Nb están contenidos en una composición f del acero.

Los presentes inventores investigaron la condición de suprimir la peladura. Mediante la investigación de los presentes inventores, se ha clarificado que las densidades del número de limites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B afectan la ocurrencia de la peladura. Adicionalmente, se ha encontrado que la temperatura de enrollamiento afecta las densidades del número de límites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B.

Posteriormente, con respecto a las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas, se examinó la existencia o ausencia del agrietamiento de una superficie fracturada en la relación entre la temperatura de enrollamiento y una densidad de segregación del límite de grano de la solución sólida C y la solución sólida B. En este examen, la evaluación de la peladura y la medición de las densidades del número de límites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B se realizaron de conformidad con los métodos descritos debajo.

En la evaluación de la peladura, a través de un método similar a aquel descrito en JFS T 1001-1996 del Estándar de la Federación Japonesa del Hierro y el Acero, la perforación se realizó con el espacio libre establecido a 20%, y se confirmó visualmente la existencia o ausencia de la peladura de la superficie perforada.

En la medición de las densidades del número de límites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B, se utilizó un método de sonda de átomo tridimensional. Una sonda de átomo sensitiva a la posición (PoSAP: sonda de átomo sensitiva a la posición) inventada por A. Cerezo et al. en la Universidad de Oxford en 1988 es un aparato en el cual un detector sensitivo a la posición (detector sensitivo a la posición) se incorpora en un detector de la sonda de átomo y que en el análisis, es capaz de medir simultáneamente el tiempo de vuelo y una posición de un átomo que ha alcanzado el detector sin utilizar una apertura. Si se utiliza el aparato, es posible desplegar 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. Adicionalmente, una capa atómica se evapora una por una a partir de la superficie de la muestra a través de la utilización de un fenómeno de evaporación por campo eléctrico, y por consiguiente el mapa bidimensional también se puede expandir en la dirección de profundidad para ser desplegado y analizado como un mapa tridimensional. Para la observación de un limite de grano, un FB2000A manufacturado por Hitachi, Ltd. se utilizó como un aparato de haz de iones enfocado (FIB), y una porción del limite de grano se hizo para ser introducida en una porción de punta acicular con un haz de exploración de forma arbitraria para formar la muestra cortada en una forma acicular mediante pulido electrolítico. De esta manera, se hicieron las muestras aciculares para PoSAP que contuvieron cada una la porción del límite de grano. Posteriormente, se observó cada una de las muestras aciculares para PoSAP para identificar el límite de grano con el hecho de que los granos de orientación diferente exhiben un contraste por un fenómeno de canalización de un microscopio iónico de exploración (SIM) , y se cortó con el haz de iones. El aparato utilizado como una sonda de átomo tridimensional fue un OTAP manufacturado por CA ECA, y como la condición de medición, la temperatura de una posición de la muestra se estableció a aproximadamente 70 K (-203.15°C), un voltaje total de la sonda se estableció a 10 kV a 15 kV, y una proporción de pulsos se estableció a 25%. Posteriormente, el limite de grano y el interior del grano de cada una de las muestras se midieron tres veces respectivamente, y un promedio de la medición se estableció como un valor representativo. De esta manera, se midieron la solución sólida C y la solución sólida B que existen en el limite de grano y en el interior del grano.

El valor obtenido mediante la eliminación del ruido de fondo y similares a partir del valor medido se definió como una densidad atómica por unidad de área del limite de grano a ser establecido como la densidad del número de limites de grano (/nm2). De esta manera, la solución sólida C que existe en el limite de grano es exactamente un átomo de C que existe en el limite de grano, y la solución sólida B que existe en el limite de grano es exactamente un átomo de B que existe en el limite de grano. La densidad del número de limites de grano también es la densidad de segregación del limite de grano.

La densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B en la presente invención es la densidad total por unidad de área del limite de grano de la solución sólida C y la solución sólida B que existen en el limite de grano. Este valor es un valor obtenido sumando los valores medidos de la solución sólida C y la solución sólida B.

La distribución de los átomos se encuentra en un mapa atómico de manera tridimensional, de modo que se puede confirmar que un gran número de átomos de C y de átomos de B están en la posición del limite de grano.

Los resultados de tal examen se representan en la Figura HA y en la Figura 11B. La Figura 11A representa la existencia o ausencia de la peladura en la relación entre la densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B y una temperatura de enrollamiento (CT) en las composiciones c, d, y e del acero. La Figura 11B representa la existencia o ausencia de la peladura en la relación entre la densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B y la temperatura de enrollamiento (CT) en las composiciones c, d, y f del acero. En la Figura 11A y en la Figura 11B, las marcas de contorno (?, o, 0, ?) indican cada una que no ha ocurrido peladura alguna, y las marcas en negro (·, ?, A) indican cada una que ha ocurrido una ligera peladura.

Se encontró a partir de la Figura 11A y la Figura 11B que en un caso en que la densidad del número de limites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B excede 4.5 /nm2, la peladura se puede suprimir efectivamente. La razón por la que ha ocurrido una ligera peladura en 4.5 /nm2 o menos se asume debido a que la resistencia en el limite de grano se disminuyó relativamente en comparación con aquella del interior del grano.

Con respecto a la relación entre la existencia o ausencia de la peladura y la temperatura de enrollamiento, en la composición c del acero que sustancialmente no contiene Ti y Nb, la densidad del número de limites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B estuvo en exceso de 4.5 /nm2 incluso en cualquier temperatura de enrollamiento, y no ocurrió peladura alguna. En contraste a esto, en las composiciones d- a f del acero que contienen cada una Ti y Nb, cuando se incrementó la temperatura de enrollamiento, la densidad del número de limites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B se volvió 4.5 /nm2 o menos, y ocurrió la peladura.

Esto se asume porque, aunque en la composición c del acero, Ti y Nb sustancialmente no estuvieron contenidos, de modo que aun cuando se incrementó la temperatura de enrollamiento, no ocurrió la precipitación de TiC y similares y se mantuvo la alta densidad del número de limites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B, en las composiciones d a f del acero, cuando se incrementó la temperatura de enrollamiento, la solución sólida C que había segregado en el límite de grano precipitó principalmente en el interior del grano como TiC después del enrollamiento y de esta manera se disminuyó la densidad del número de límites de grano de la solución sólida C.

Adicionalmente, el por qué en las composiciones e y f del acero, la densidad del número de límites de grano que excede 4.5 /nm2 se obtuvo hasta la temperatura de enrollamiento mayor que aquella de la composición d del acero fue porque B estuvo contenido, y de esta manera aun cuando el C precipitó en el interior del grano como TiC, la solución sólida B segregó en el límite de grano y por consiguiente se compensó la disminución en la solución sólida C en el límite de grano.

Como resultado de que los presentes inventores realizaron adicionalmente diversos exámenes de las láminas de acero obtenidas para encontrar la condición de mejorar adicionalmente la capacidad de expansión del agujero, resultó que el efecto del tamaño de la cementita en el límite de grano sobre la capacidad de expansión del agujero es particularmente grande. En este examen, de modo semejante al método anteriormente descrito, múltiples probetas, por ejemplo, 10 probetas se hicieron a partir de un solo acero de muestra, y se sometieron cada una a una prueba de expansión del agujero con base en el método descrito en JFS T 1001-1996 del Estándar de la Federación Japonesa del Hierro y el Acero, y se calculó el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero. Adicionalmente, el tamaño de la cementita en el limite de grano se midió de acuerdo con un método descrito debajo.

Primero, se tomó una muestra para un microscopio electrónico de transmisión a partir de la posición del espesor de 1/4 de una muestra cortada a partir de una porción de 1/4 de la anchura de la lámina o una porción de 3/4 de la anchura de la lámina del acero de muestra. Posteriormente, la muestra se observó con un microscopio electrónico de transmisión que tiene un cañón de emisión de campo (FEG) con un voltaje de aceleración de 200 kV montado sobre el mismo. Como resultado, el análisis de un patrón de difracción posibilitó confirmar que los precipitados observados en los limites de grano son cementita. Incidentalmente, en la presente invención, el tamaño de la cementita en el limite de grano se define como un promedio de un tamaño equivalente del circulo del cual toda la cementita en el limite de grano observada en un solo campo visual se mide mediante el procesamiento de la imagen o similar .

La Figura 12A representa la relación entre el tamaño de la cementita en el limite de grano y la proporción de expansión del agujero en las composiciones c, d, y e del acero. La Figura 12B representa la relación entre el tamaño de la cementita en el limite de grano y la proporción de expansión del agujero en las composiciones c, d, y f del acero .

Se encuentra a partir de la Figura 12A y la Figura 12B que existe una correlación entre la proporción de expansión del agujero y el tamaño de la cementita en el límite de grano. Es decir, recientemente se encontró que a medida que el tamaño de la cementita en el límite de grano es más pequeño, se mejora la proporción de expansión del agujero, y cuando el tamaño de la cementita en el límite de grano se vuelve 2 µp? o menos, la proporción de expansión del agujero se vuelve 80% o más.

El por qué a medida que el tamaño de la cementita que existe en los límites de grano es más pequeño, se mejora la proporción de expansión del agujero es concebible por la siguiente razón.

Primero, es concebible que la trabajabilidad de rebordeado por estiramiento y la trabaj abilidad de rebabado tipificadas por la proporción de expansión del agujero se afecten por los espacios vacíos a ser el origen del agrietamiento formado durante la perforación o el corte. Es concebible que ocurran los espacios vacíos ya que en el caso cuando una fase de cementita precipitada en los límites de grano de la matriz es grande hasta cierto punto con respecto a los granos de la matriz, los granos de la matriz se someten a una tensión excesiva en la vecindad de los límites de fase de los granos de la matriz. Por otra parte, es concebible que en un caso cuando el tamaño de la cementita en el limite de grano es pequeño, la cementita sea relativamente pequeña con respecto a los granos de la matriz y mecánicamente, no ocurra la concentración de tensión y no ocurran fácilmente los espacios vacíos, y de esta manera se mejora la proporción de expansión del agujero.

La Figura 13A representa la relación entre la temperatura de enrollamiento y el tamaño de la cementita en el límite de grano en las composiciones c, d, y e del acero. La Figura 13B representa la relación entre la temperatura de enrollamiento y el tamaño de la cementita en el límite de grano en las composiciones c, d, y f del acero.

Como se representa en la Figura 13A y en la Figura 13B, incluso en todas las composiciones c a f del acero, a medida que se incrementa la temperatura de enrollamiento, se incrementa el tamaño de la cementita en el límite de grano, pero el tamaño de la cementita en el límite de grano tiende a ser pequeño rápidamente cuando la temperatura de enrollamiento se vuelve una cierta temperatura o más alta. En las composiciones d a f del acero que contienen cada una Ti y Nb, en particular, la disminución en el tamaño de la cementita en el límite de grano fue notable. Particularmente, en la composición e del acero, el tamaño de la cementita en el límite de grano se volvió 2 µp? o menos en el caso en que la temperatura de enrollamiento fue 480°C o más, y en la composición f del acero, el tamaño de la cementita en el limite de grano se volvió 2 m o menos en el caso en que la temperatura de enrollamiento fue 560 °C o más. Esto es concebible como sigue.

Ha sido concebible que exista una zona de nariz en términos de una temperatura de precipitación de la cementita en una fase a. Se sabe que esta zona de nariz se expresa por un balance entre la nucleación con el grado de sobresaturación de C en la fase OÍ establecida como una fuerza motriz y el crecimiento de grano de Fe3C cuya tasa se determina por la difusión de C y Fe. Cuando la temperatura de enrollamiento es menor que la zona de nariz, el grado de sobresaturación de C es grande y la fuerza motriz de la nucleación es grande, pero C y Fe apenas pueden difundirse debido a la baja temperatura y la precipitación de cementita se suprime independientemente del limite de grano o el interior del grano, y aun cuando precipita la cementita, el tamaño es pequeño. Por otra parte, cuando la temperatura de enrollamiento es mayor que la temperatura de la zona de nariz, la solubilidad de C se incrementa y la fuerza motriz de la nucleación se disminuye, pero se incrementa una longitud de difusión, y se disminuye la densidad, pero el tamaño muestra una tendencia a volverse grueso. Sin embargo, en un caso cuando están contenidos los elementos que forman el carburo tales como Ti y Nb, una zona de nariz de precipitación de los elementos (Ti, Nb, etcétera) en la fase a está en el lado de temperatura más alta que aquella de la cementita, y debido a la precipitación del carburo, se agota el C. Por consiguiente, se disminuyen una cantidad de precipitación de la cementita y el tamaño de la . cementita. Para tal razón, es concebible que en la composición e del acero, el tamaño de la cementita en el limite de grano se vuelva 2 pm o menos en el caso en que la temperatura de enrollamiento sea 480°C o más, y en la composición f del acero, el tamaño de la cementita en el limite de grano se vuelva 2 µ?? o menos en el caso en que la temperatura de enrollamiento sea 560°C o más.

La presente invención, como se describe anteriormente, se ha hecho realizando el control de las inclusiones, particularmente el contenido y la forma del sulfuro, y el control de la microestructura y la textura, con el objeto de inventar la lámina de acero que tiene la propiedad de alta resistencia, la propiedad de alta formabilidad, y la propiedad de alta fractura, para contribuir a una reducción en el peso de un vehículo de pasajeros o similar.

Primera modalidad A continuación, se explicarán las razones para limitar una composición en una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con una primera modalidad de la presente invención. Nótese que a partir de ahora, el % en masa en la composición se describe simplemente como %.

C: 0.02% a 0.1% El C es un elemento que se enlaza a Nb, Ti, etcétera, para contribuir a la mejora de la resistencia a la tracción mediante el endurecimiento por precipitación. Además, el'^C disminuye la temperatura de transición de la aparición de la fractura haciendo la microestructura fina. Adicionalmente, el C se segrega en los limites, de grano como la solución sólida C para por consiguiente tener un efecto de suprimir la exfoliación de los limites de grano durante la perforación para suprimir la ocurrencia de la peladura. Cuando el contenido de C es menor que 0.02%, los efectos no se pueden obtener suficientemente, y no se pueden obtener la capacidad de expansión del agujero y la propiedad de fractura deseadas. Por otra parte, cuando el contenido de C excede 0.1%, es probable que se forme excesivamente el carburo de hierro (Fe3C) , el cual no es preferible para el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por consiguiente, el contenido de C se establece para ser no menor que 0.02% ni mayor que 0.1%. Adicionalmente, para mejorar adicionalmente los efectos anteriormente descritos de mejorar la resistencia a la tracción y similares, el contenido de C es preferiblemente 0.03% o más, y es más preferiblemente 0.04% o más. Además, a medida que se disminuye el contenido de C, se suprime efectivamente la formación de carburo de hierro (Fe3C) , y de esta manera a fin de obtener el promedio Xprom más excelente de la proporción de expansión del agujero, etcétera, el contenido de C es preferiblemente 0.06% o menos, y es más preferiblemente 0.05% o menos.

Si: 0.001% a 3.0% El Si es un elemento necesario para la desoxidación preliminar. Cuando el contenido de Si es menor que 0.001%, es difícil realizar la suficiente desoxidación preliminar. Además, el Si contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción como un elemento de fortalecimiento de la solución sólida y suprime la formación de carburo de hierro (Fe3C) para mejorar la precipitación de precipitados finos de carburo de Nb y Ti. Como resultado, se mejoran el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por otra parte, cuando el contenido de Si excede 3.0%, se saturan los efectos y se deteriora la eficiencia económica. Por consiguiente, el contenido de Si se establece para ser no menor que 0.001% ni mayor que 3.0%. Además, para mejorar adicionalmente los efectos anteriormente descritos de mejorar la resistencia a la tracción y similares, el contenido de Si es preferiblemente 0.5% o más, y es más preferiblemente 1.0% o más. Adicionalmente, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de Si es preferiblemente 2.0% o menos, y es más preferiblemente 1.3% o menos.

Mn: 0.5% a 3.0% El Mn es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción de la lámina de acero como un elemento de fortalecimiento de la solución sólida. Cuando el contenido de Mn es menor que 0.5%, es difícil obtener la suficiente resistencia a la tracción. Por otra parte, cuando el contenido de Mn excede 3.0%, ocurre fácilmente el agrietamiento de la losa durante la laminación en caliente. Por consiguiente, el contenido de Mn se establece para ser no menor que 0.5% ni mayor que 3.0%. Adicionalmente, para obtener la resistencia a la tracción superior, el contenido de Mn es preferiblemente 0.75% o más, y es más preferiblemente 1.0% o más. Adicionalmente, para suprimir de manera más segura el agrietamiento de la losa, el contenido de Mn es preferiblemente 2.0% o menos, y es más preferiblemente 1.5% o menos .

P: 0.1% o menos (sin contener 0%) El P es una impureza a ser inevitablemente mezclada, y con un incremento en el contenido, incrementa su cantidad de segregación en los límites de grano, y el P es un elemento que causa el deterioro del promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por consiguiente, mientras menor sea el contenido de P, más deseable será, y en el caso en que el contenido de P es 0.1% o menos, estos valores característicos del promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, etcétera, caen dentro de los rangos permisibles. Por consiguiente, el contenido de P . se establece a 0.1% o menos. Además, para suprimir adicionalmente el deterioro de las propiedades causado por la presencia de P, el contenido de P es preferiblemente 0.02% o menos, y es más preferiblemente 0.01% o menos.

S: 0.01% o menos (sin incluir 0%) El S es una impureza a ser inevitablemente mezclada, y cuando el contenido de S excede 0.01%, se forma MnS en grandes cantidades en el acero durante el calentamiento de la losa a ser extendida mediante laminación en caliente, y por consiguiente se incrementan la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión. Como resultado, no es posible obtener los deseados promedio Aprom y desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y energía absorbida de Charpy. Por consiguiente, el contenido de S se establece a 0.01% o menos. Además, para suprimir adicionalmente el deterioro de las propiedades causado por la presencia de S, el contenido de S es preferiblemente 0.003% o menos, y es más preferiblemente 0.002% o menos. Por otra parte, en el caso cuando no se realiza la desulfuración con el material de desulfuración, es difícil establecer el contenido de S para ser menor que 0.001%.

Al: 0.001% a 2.0% El Al es un elemento necesario para la desoxidación del acero fundido. Cuando el contenido de Al es menor que 0.001%, es difícil desoxidar suficientemente el acero fundido. Además, el Al también es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción. Por otra parte, cuando el contenido de Al excede 2.0%, se saturan los efectos y se deteriora la eficiencia económica. Por consiguiente, el contenido de Al se establece para ser no menor que 0.001% ni mayor que 2.0%. Además, para hacer más segura la desoxidación, el contenido de Al es preferiblemente 0.01% o más, y es más preferiblemente 0.02% o más. Adicionalmente, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de Al es preferiblemente 0.5% o menos, y es más preferiblemente 0.1% o menos.

N: 0.02% o menos (sin incluir 0%) El N forma precipitados con Ti y Nb en una temperatura mayor que C para disminuir el Ti y Nb efectivos para la fijación de C. Es decir, N causa la disminución en la resistencia a la tracción. De esta manera, el contenido de N se tiene que disminuir lo más posible, pero si el contenido de N es 0.02% o menos, es permisible. Adicionalmente, para suprimir de manera más efectiva la disminución en la resistencia a la tracción, el contenido de N es preferiblemente 0.005% o menos, y es más preferiblemente 0.003% o menos.

Ti: 0.03% a 0.3% El Ti es un elemento que precipita finamente como TiC para contribuir la mejora de la resistencia a la tracción de la lámina de acero mediante el endurecimiento por precipitación. Cuando el contenido de Ti es menor que 0.03%, es difícil obtener la suficiente resistencia a la tracción. Adicionalmente, el Ti precipita como TiS durante el calentamiento de la losa en un proceso de laminación en caliente para suprimir por consiguiente la precipitación de MnS que forma la inclusión extendida y disminuir la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión . Como resultado, se mejoran el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistenci.a a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por otra parte, cuando el contenido de Ti excede 0.3%, se saturan los efectos y se deteriora la eficiencia económica. De esta manera, el contenido de Ti se establece para ser no menor que 0.03% ni mayor que 0.3%. Además, a fin de obtener la resistencia a la tracción superior, el contenido de Ti es preferiblemente 0.08% o más, y es más preferiblemente 0.12% o más. Adicionalmente, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de Ti es preferiblemente 0.2% o menos, y es más preferiblemente 0.15% o menos .

Nb: 0.001% a 0.06% El Nb es un elemento que mejora la resistencia a la tracción mediante el endurecimiento por precipitación y que hace fina la microestructura y hace fino el tamaño de grano promedio de la microestructura. Cuando el contenido de Nb es menor que 0.001%, no tienen buena probabilidad de ser obtenidas la suficiente resistencia a la tracción y suficiente temperatura de transición de la aparición de la fractura. Por otra parte, cuando el contenido de Nb excede 0.06%, se expande el rango de temperatura de una no recristalización en el proceso de laminación en caliente, y se mantiene una textura laminada grande en un estado de no recristalización, que incrementa la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211}, después de que se termina el proceso de laminación en caliente. Cuando se incrementa excesivamente la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211}, se deterioran el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por consiguiente, el contenido de Nb se establece para ser no menor que 0.001% ni mayor que 0.06%. Además, para mejorar adicionalmente los efectos anteriormente descritos de mejorar la resistencia a la tracción y similares, el contenido de Nb es preferiblemente 0.01% o más, y es más preferiblemente 0.015% o más. Adicionalmente, para suprimir el incremento en la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211}, el contenido de Nb es preferiblemente 0.04% o menos, , y es más preferiblemente 0.02% o menos.

Lo anterior son las razones para limitar los componentes básicos en la primera modalidad, pero un tipo o ambos tipos de REM y Ca también puede estar contenidos en una manera para tener el siguiente contenido.

REM: 0.0001% a 0.02% El REM (metal de tierra rara) es un elemento que hace la forma de sulfuro tal como MnS esférico, que causa el deterioro del promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy, para disminuir por consiguiente el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión. De esta manera, el REM puede hacer mejores el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy. Incidentalmente, incluso en un caso de contener REM, cuando el contenido de REM es menor que 0.0001%, algunas veces no se puede obtener de manera suficiente el efecto de hacer la forma de sulfuro tal como MnS esférico. Por otra parte, cuando el contenido de REM excede 0.02%, se satura tal efecto y se deteriora la eficiencia económica. Por consiguiente, el contenido de REM se puede establecer para ser no menor que 0.0001% ni mayor que 0.02%. Además, para mejorar adicionalmente el efecto anteriormente descrito, el contenido de REM es preferiblemente 0.002% o más, y es más preferiblemente 0.003% o más. Adicionalmente, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de REM es preferiblemente 0.005% o menos, y es más preferiblemente 0.004% o menos.

Ca: 0.0001% a 0.02% El Ca es un elemento que fija el S en el acero como CaS esférico para suprimir la formación de MnS y hace la forma de sulfuro tal como MnS esférico para disminuir por consiguiente el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión y la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión. De esta manera, el Ca también puede hacer mejores el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy. Incidentalmente, incluso en el caso de contener Ca, cuando el contenido de Ca es menor que 0.0001%, no se puede obtener de manera suficiente el efecto de hacer la forma de sulfuro tal como MnS esférico. Por otra parte, cuando el contenido de Ca excede 0.02%, se forma en grandes cantidades el aluminato de calcio, que es propenso a ser la inclusión de forma extendida, y de esta manera la suma total de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión tiene probabilidad de ser incrementada. Por consiguiente, el contenido de Ca se puede establecer para ser no menor que 0.0001% ni mayor que 0.02%. Además, para mejorar adicionalmente el efecto anteriormente descrito, el contenido de Ca es preferiblemente 0.002% o más, y es más preferiblemente 0.003% o más. Adicionalmente, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de Ca es preferiblemente 0.005% o menos, y es más preferiblemente 0.004% o menos.

Adicionalmente, para disminuir lo más posible el MnS para causar el deterioro de la capacidad de expansión del agujero, con respecto al contenido de Ti, S, REM, y Ca, el parámetro Q o Q' previamente descrito se establece a 30.0 o más. Cuando el parámetro Q o Q' es 30.0 o más, el contenido de MnS en el acero se disminuye y la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión se disminuye de manera suficiente. Como resultado, se mejoran el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy. Cuando el parámetro Q o Q' es menor que 30 . 0 , estos valores característicos no tienen buena probabilidad de volverse suficientes.

[Expresión Matemática 6 ] Q _ [Ti] / ... (Expresión Matemática l) 48 / 32 ; Q,= ™ + Í[=]/M + [R5M]É] 15.0 48 / 32 l 40 / 32 140 / 32 J • · · (Expresión Matemática 1') El balance de la lámina de acero de acuerdo con esta modalidad aparte de estos componentes básicos puede estar compuesto de Fe e impurezas inevitables. Incidentalmente, el 0, Zn, Pb, As, Sb, etcétera, se citan como las impurezas inevitables, y aun cuando cada uno de éstos está contenido en un rango de 0 . 02 % o menos, no se pierde el efecto de la presente invención.

Adicionalmente, con respecto al contenido de Ca y REM, en términos de suprimir el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión, la Expresión Matemática 2 preferiblemente se establece como se describe anteriormente. En un caso cuando no se establece la Expresión Matemática 2 , el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión puede exceder 3 . 0 , imposibilitando por consiguiente obtener los valores preferibles, los cuales son 85% o más del promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y 10% o menos de la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero. Adicionalmente, los más excelentes valor Je de la resistencia a la ocurrencia ¦ de grietas y energía absorbida de Charpy pueden no tener buena probabilidad de ser obtenidos. 0.3 < ([REM] / 140) /([Ca] / 40) · · · (Expresión Matemática 2) Adicionalmente, según sea necesario, uno o más componentes de entre B, Cu, Cr, Mo, y Ni también pueden estar contenidos en la lámina de acero en los siguientes rangos.

B: 0.0001% a 0.005% El B es un elemento que se segrega en los límites de grano como solución sólida B con la solución sólida C para suprimir por consiguiente la exfoliación de los límites de grano durante la perforación para suprimir la ocurrencia de la peladura. Adicionalmente, con tal efecto, en el caso en que B está contenido, es posible realizar el enrollamiento en el proceso de laminación en caliente en una temperatura relativamente alta. Cuando el contenido de B es menor que 0.0001%, los efectos no tienen buena probabilidad de ser obtenidos de manera suficiente. Por otra parte, cuando el contenido de B excede 0.005%, se expande el rango de temperatura de la no recristalización en el proceso de laminación en caliente, y se mantiene la textura laminada grande en el estado de no recristalización después de que se termina el proceso de laminación en caliente. La textura laminada en el estado de no recristalización incrementa la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211}. Posteriormente, cuando se incrementa excesivamente la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211}, se deterioran el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por consiguiente, el contenido de B es preferiblemente no menor que 0.0001% ni mayor que 0.005%. Además, para suprimir adicionalmente la ocurrencia de la peladura, el contenido de B es más preferiblemente 0.001% o más, y es todavía más preferiblemente 0.002% o más. Además, para suprimir adicionalmente la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211}, el contenido de B es más preferiblemente 0.004% o menos, y es todavía más preferiblemente 0.003% o menos.

El Cu, Cr, o, Ni, y V son elementos que tienen cada uno un efecto de mejorar la resistencia a la tracción de la lámina de acero laminada en caliente mediante el endurecimiento por precipitación o el fortalecimiento de la solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Cu es menor que 0.001%, el contenido de Cr es menor que 0.001%, el contenido de Mo es menor que 0.001%, el contenido de Ni es menor que 0.001%, y el contenido de V es menor que 0.001%, no se puede obtener el suficiente efecto de mejorar la resistencia a la tracción. Por otra parte, cuando el contenido de Cu excede 1.0%, el contenido de Cr excede 1.0%, el contenido de Mo excede 1.0%, el contenido de Ni excede 1.0%, y el contenido de V excede 0.2%, el efecto de mejorar la resistencia a la tracción se satura para causar el deterioro de la eficiencia económica. De esta manera, el contenido de Cu es preferiblemente no menor que 0.001% ni mayor que 1.0%, el contenido de Cr es preferiblemente no menor que 0.001% ni mayor que 1.0%, el contenido de Mo es preferiblemente no menor que 0.001% ni mayor que 1.0%, el contenido de Ni es preferiblemente no menor que 0.001% ni mayor que 1.0%, y el contenido de V es preferiblemente no menor que 0.001% ni mayor que 0.2%. Además, para mejorar adicionalmente la resistencia a la tracción, el contenido de Cu es más preferiblemente 0.1% o más, el contenido de Cr es más preferiblemente 0.1% o más, el contenido de Mo es más preferiblemente 0.1% o más , el contenido de Ni es más preferiblemente 0. 1% o más, y el contenido de V es más preferiblemente 0.05% o más.

Adicionalmente, el contenido de Cu es todavía más preferiblemente 0.3% o más, el contenido de Cr es todavía más preferiblemente 0.3% o más, el contenido de Mo es todavía más preferiblemente 0.3% o más, el contenido de Ni es todavía más preferiblemente 0.3% o más, y el contenido de V es todavía más preferiblemente 0.07% o más. Por otra parte, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de Cu es más preferiblemente 0 .7% o menos , el contenido de Cr es más preferiblemente 0 .7% o menos , el contenido de o es más preferiblemente 0 .7% o menos , el contenido de Ni es más preferiblemente 0. .7% o menos, y el contenido de V es más preferiblemente 0. 1% o menos. Adicionalmente, el contenido de Cu es todavía más preferiblemente 0.5% o menos, el contenido de Cr es todavía más preferiblemente 0.5% o menos, el contenido de Mo es todavía más preferiblemente 0.5% o menos, el contenido de Ni es todavía más preferiblemente 0.5% o menos, y el contenido de V es todavía más preferiblemente 0.09% o menos.

Adicionalmente, también es aceptable que 1% o menos de Zr, Sn, Co, W, y Mg en total esté contenido en la lámina de acero según sea necesario.

Adicionalmente, la densidad del número de límites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B es preferiblemente no menor que 4.5 /nm2, ni mayor que 12 /nm2. Esto es porque cuando la densidad del número de límites de grano es 4.5 /nm2 o más, particularmente, se puede suprimir la ocurrencia de la peladura, pero cuando la densidad del número de límites de grano excede 12 /nm2, se satura el efecto. Incidentalmente, para mejorar la resistencia del límite de grano y suprimir de manera más efectiva que ocurra la peladura durante la perforación o el corte, la densidad del número de límites de grano es más preferiblemente 5 /nm2 o más, y es todavía más preferiblemente 6 /nm2 o más.

Adicionalmente, el tamaño de la cementita en el límite de grano es preferiblemente 2 µp? o menos. Esto es porque cuando el tamaño de la cementita en el límite de grano es 2 µp? o menos, los espacios vacíos no ocurren fácilmente y la capacidad de expansión del agujero se puede mejorar adicionalmente .

A continuación, se explicarán las razones para limitar una microestructura, una textura, y las inclusiones de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la primera modalidad.

La microestructura de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la primera modalidad se establece a una estructura de ferrita, una estructura de bainita, o una estructura mezclada con éstas. Esto es porque cuando la microestructura es una estructura de ferrita, una estructura de bainita, o una estructura mezclada con éstas, la dureza global de la microestructura se vuelve relativamente uniforme, se suprime la fractura dúctil, se mejoran el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy, y se pueden obtener las suficientes capacidad de expansión del agujero y propiedad de fractura. Adicionalmente, algunas veces existe un caso que en la microestructura, queda una pequeña cantidad de una estructura denominada martensita en forma de isla (MA) que es una mezcla de martensita y austenita retenida. La martensita en forma de isla (MA) promueve que la fractura dúctil deteriore el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, etcétera, de modo que es preferible que no debiese quedar martensita en forma de isla (MA) , pero si su fractura de área es 3% o menos, se permite la martensita en forma de isla (MA) .

Adicionalmente, el tamaño de grano promedio en la microestructura se establece a 6 µp? o menos. Esto es porque en el caso en que el tamaño de grano promedio está en exceso de 6 pm, no se puede obtener la suficiente temperatura de transición de la aparición de la fractura. Es decir, cuando el tamaño de grano promedio excede 6 µ??, no se puede obtener la suficiente propiedad de fractura. Adicionalmente, el tamaño de grano promedio es preferiblemente 5 µp? o menos para hacer mejor la propiedad de fractura.

La intensidad del plano {211} en la textura se establece a 2.4 o menos. Esto es porque cuando la intensidad del plano {211} excede 2.4, la anisotropia de la lámina de acero se incrementa, durante la expansión del agujero, en la superficie del borde en la dirección de laminación que recibe la tensión de tracción en la dirección de anchura de la lámina, se incrementa una disminución en el espesor, y ocurre una alta tensión en la superficie del borde para hacer que ocurra la grieta y se propague fácilmente para deteriorar por consiguiente el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero. Adicionalmente, esto es porque cuando la intensidad del plano {211} excede 2.4, también se deterioran el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas y la energía absorbida de Charpy. Es decir, cuando la intensidad del plano {211} excede 2.4, no se pueden obtener las deseadas capacidad de expansión del agujero y propiedad de fractura. Adicionalmente, la intensidad del plano {211} es preferiblemente 2.35 o menos, y es más preferiblemente 2.2 o menos para hacer mejores la capacidad de expansión del agujero y la propiedad de fractura.

Como se describe anteriormente, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor expresada por el diámetro mayor de la inclusión / el diámetro menor de la inclusión se establece a 8.0 o menos. Esto es porque en un caso en que la proporción del diámetro mayor/diámetro menor está en exceso de 8.0, durante la deformación de la lámina de acero, se incrementa la concentración de tensión en la vecindad de la inclusión, y los deseados promedio Aprom y desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy no tienen buena probabilidad de ser obtenidos. Es decir, cuando el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor excede 8.0, las suficientes capacidad de expansión del agujero y propiedad de fractura no tienen buena probabilidad de ser obtenidas. Adicionalmente, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión es preferiblemente 3.0 o menos. Cuando el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión es 3.0 o menos, el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero puede ser 85% o más, que es mejor, y la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero puede ser 10% o menos, que es mejor, y adicionalmente el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas y la energía absorbida de Charpy también se pueden hacer más excelentes. Esto también es claro a partir de la Figura 5A, Figura 5B, Figura 6A, y Figura 6B.

Adicionalmente, como se describe anteriormente, la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión se establece a 0.25 mm/mm2 o menos. Esto es porque en el caso en que la suma total M está en exceso de 0.25 mm/mm2, durante la deformación de la lámina de acero, la fractura dúctil se promueve fácilmente y los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y energía absorbida de Charpy no tienen buena probabilidad de ser obtenidos. Es decir, cuando la suma total excede 0.25 mm/mm2, las deseadas capacidad de expansión del agujero y propiedad de fractura no tienen buena probabilidad de ser obtenidas. Esto también es claro a partir de la Figura 5A, Figura 5B, Figura 6A, y Figura 6B. Adicionalmente, la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es preferiblemente 0.05 mm/mm2 o menos. Cuando la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es 0.05 mm/mm2 o menos, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas puede ser 900 J/m3 o más, que es mejor, y adicionalmente también se pueden hacer más excelentes el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Desde tal punto de vista, la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión es más preferiblemente 0.01 mm/mm2 o menos, y la suma total M también puede ser cero.

Incidentalmente, la inclusión aquí descrita significa, por ejemplo, sulfuros tales como nS y CaS en el acero, óxidos tales como un compuesto químico con base CaO-Al2C>3 (aluminato de calcio) , un residuo hecho de un material de desulfuración tal como CaF2, etcétera.

Los métodos de medición de la microestructura, la textura, y la inclusión, y las definiciones de la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X, la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión, y la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión son como se describe anteriormente.

Incidentalmente, el valor n (coeficiente de endurecimiento por trabajo en frió) es preferiblemente 0.08 o más y la temperatura de transición de la aparición de la fractura es preferiblemente -15°C o menos, los cuales no se limitan en particular.

A continuación, se explicará un método para manufacturar una lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la primera modalidad.

Primero, en un proceso de fabricación de acero, por ejemplo, se obtiene un hierro fundido en un horno de cuba o similar, y posteriormente se somete a un tratamiento de descarburación y se añade aleación a éste en un convertidor de acero. Posteriormente, un acero fundido sangrado se somete a un tratamiento de desulfuración, un tratamiento de desoxidación, etcétera, en diversos aparatos de refinamiento secundario. De esta manera, se hace un acero fundido que contiene componentes predeterminados.

En un proceso de refinamiento secundario, es preferible agregar Ca, REM, y/o Ti en una manera que el parámetro Q o Q' se vuelva 30.0 o más para suprimir por consiguiente el MnS extendido. En esta ocasión, cuando se agrega Ca en grandes cantidades, se forma aluminato de calcio extendido, de modo que es preferible que debiera agregarse el REM y no debiera agregarse el Ca, o el Ca debería agregarse en pequeñas cantidades. Mediante tal tratamiento, es posible establecer la suma total M de la longitud en la dirección de laminación ' de la inclusión a preferiblemente 0.01 mm/mm2 o menos, y adicionalmente es posible establecer el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas a preferiblemente 900 MJ/m3 o más. También es posible hacer más excelentes el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Incidentalmente, debido al costo, es preferible no realizar la desulfuración con el material de desulfuración .

En un caso cuando la restricción de costo es pequeña, la desulfuración con el material de desulfuración también se puede realizar para suprimir adicionalmente el contenido de S. En el caso, existe una posibilidad que el material de desulfuración mismo que tiene probabilidad de ser la inclusión extendida, permanezca hasta un producto final, de modo que es preferible que debiera realizarse el reflujo suficiente del acero fundido después de la aplicación del material de desulfuración durante el proceso de refinamiento secundario para remover el material de desulfuración. Adicionalmente, en el caso en que se utiliza el material de desulfuración, para prevenir que el material de desulfuración que permanece después del proceso de refinamiento secundario sea extendido por la laminación, es preferible hacer una composición de la cual el material de desulfuración no sea fácilmente extendido por la laminación en una alta temperatura.

A excepción de los puntos anteriores, el proceso de fabricación del acero antes del proceso de laminación . en caliente no está limitado en particular. El acero fundido que contiene los componentes predeterminados se hace mediante el refinamiento secundario, y posteriormente es colado mediante colada continua normal o colada por un método de lingote, o por un método de colada de losa delgada, o similar, y por consiguiente se obtiene una losa de acero. En el caso cuando la losa de acero se obtiene mediante colada continua, la losa de acero caliente se puede enviar directamente a un laminador en caliente, o también se puede diseñar que la losa de acero se enfrie a temperatura ambiente y posteriormente se recaliente en un horno de calentamiento, y luego la losa de acero se lamine en caliente. Adicionalmente, como un método alternativo de obtener un hierro fundido en un horno de cuba, también se puede diseñar que se utilice chatarra como una materia prima y se funda en un horno eléctrico, y posteriormente se someta a diversos refinamientos secundarios, y por consiguiente se obtenga un acero fundido que contiene los componentes predeterminados.

A continuación, se explicarán las condiciones en la ocasión cuando se lamina en caliente la losa de acero obtenida mediante colada continua o similar.

Primero, la losa de acero obtenida mediante colada continua o similar se calienta en un horno de calentamiento. La temperatura de calentamiento en la ocasión preferiblemente se establece a 1200°C o más para obtener la resistencia a la tracción deseada. Cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1200°C, los precipitados que contienen Ti o Nb no se disuelven de manera suficiente en la losa de acero y se hacen gruesos, y no se puede obtener la capacidad de endurecimiento por precipitación mediante el precipitado de Ti o Nb, y de esta manera algunas veces no se puede obtener la resistencia a la tracción deseada. Adicionalmente, cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1200 °C, el MnS no se disuelve de manera suficiente mediante recalentamiento, y no es posible promover que el S precipite como TiS, y de esta manera la capacidad de expansión del agujero deseada no tiene buena probabilidad de ser obtenida.

Subsiguientemente, se realiza la laminación en bruto sobre la losa de acero extraída de un horno de calentamiento. En la laminación en bruto, se realiza la laminación de la cual la proporción de reducción acumulada se vuelve 70% o menos en la zona de alta temperatura que excede 1150°C. Esto es porque cuando la proporción de reducción acumulada en la zona de temperatura excede 70%, se incrementa tanto la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión como el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión, y los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas no tienen buena probabilidad de ser obtenidos. Desde tal punto de vista, la proporción de reducción acumulada en la zona de alta temperatura que excede 1150°C es preferiblemente 65% o menos, y es más preferiblemente 60% o menos.

Adicionalmente, en la laminación en bruto, también se realiza la laminación de la cual la proporción de reducción acumulada se vuelve no menor que 10% ni mayor que 25% en la zona de baja temperatura de 1150 °C o menos. Cuando la proporción de reducción acumulada en esta zona de temperatura es menor que 10%, se incrementa el tamaño de grano promedio.de la microestructura, y no se puede obtener el tamaño de grano promedio requerido en la presente invención (6 µp? o menos). Como resultado, la temperatura de transición de la aparición de la fractura deseada no tiene buena probabilidad de ser obtenida. Por otra parte, en el caso en que la proporción de reducción acumulada en esta zona de temperatura está en exceso de 25%, se incrementa la intensidad del plano {211}, y no se puede obtener la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención (2.4 o menos). Como resultado, los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy no tienen buena probabilidad de ser obtenidos. Por consiguiente, la proporción de reducción acumulada en la zona de baja temperatura de 1150°C o menos se establece para ser no menor que 10% ni mayor que 25%. Incidentalmente, para obtener la mejor temperatura de transición de la aparición de la fractura, la proporción de reducción acumulada en la zona de baja temperatura de 1150 °C o menos es preferiblemente 13% o más, y es más preferiblemente 15% o más. Adicionalmente, para obtener el mejor promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy, la proporción de reducción acumulada en la zona de baja temperatura de 1150°C o menos es preferiblemente 20% o menos, y es más preferiblemente 17% o menos.

Subsiguientemente, se realiza la laminación de acabado sobre la losa de acero obtenida a través de la laminación . en bruto. En el proceso de laminación de acabado, la temperatura de inicio se establece a 1050°C o más. Esto es porque a medida que la temperatura de inicio de la laminación de acabado .es más alta, se promueve la recristalización dinámica durante la laminación, y se disminuye la textura que incrementa la intensidad del plano {211}, la textura que se forma debido a la reducción de manera repetida de la losa de acero en un estado de no recristalización, y por consiguiente se puede obtener la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención (2.4 o menos) . Para suprimir adicionalmente la intensidad del plano {211}, la temperatura de inicio de la laminación de acabado preferiblemente se establece a 1100°C o más .

Adicionalmente, en el proceso de laminación de acabado, la temperatura final se establece para ser no menor que Ar3 + 130°C ni mayor que Ar3 + 230°C. Cuando la temperatura final de la laminación de acabado es menor que Ar3 + 130 °C, permanece fácilmente la textura laminada en el estado de no recristalización a ser la causa de incrementar la intensidad del plano {211}, y no se puede obtener fácilmente la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención (2.4 o menos) . Por otra parte, cuando la temperatura final de la laminación de acabado excede Ar3 + 230°C, los granos se engruesan excesivamente y no se puede obtener fácilmente el tamaño de grano promedio requerido en la presente invención (6 µ?? o menos) . Por consiguiente, la temperatura final de la laminación de acabado se establece para ser no menor que Ar3 + 130°C ni mayor que Ar3 + 230°C. Para suprimir adicionalmente la intensidad del plano {211}, la temperatura final de la laminación de acabado es preferiblemente Ar3 + 150°C o más, y es más preferiblemente Ar3 + 160°C o más. Adicionalmente, para disminuir adicionalmente el tamaño de grano promedio de la microestructura, la temperatura final de la laminación de acabado es preferiblemente Ar3 + 200°C o menos, y es más preferiblemente Ar3 + 175 °C o menos.

Nótese que Ar3 se puede obtener a partir de la Expresión Matemática 11 de abajo.

[Expresión Matemática 7] Ar3 = 868 - 396 x [C] + 25 x [Si] - 68 x [Mn] - 36 x [Ni] - 21 x [Cu] - 25 x [Cr] + 30 x [Mo] · ¦ · (Expresión Matemática 11 ( [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) ) .

Además, una temperatura final FT de la laminación de acabado preferiblemente satisface la Expresión Matemática 12 de abajo de acuerdo con el contenido de Nb y el contenido de B. Esto es porque en el caso cuando se satisface la Expresión Matemática 12, se suprimen particularmente la intensidad del plano {211} y el tamaño de grano de promedio.

[Expresión Matemática 8] 848 + 2167 x [Nb] + 40353 ? [B] < FT < 955 + 1389 x [Nb] · - · Expresión Matemática 12) ( [Nb] indica el contenido de Nb (% en masa) y [B] indica el contenido de B (% en masa)) .

Subsiguientemente, la lámina de acero obtenida a través del proceso de laminación de acabado se enfria en la mesa de salida o similar. En este proceso de enfriamiento, la tasa de enfriamiento se establece a 15°C/seg o más. Esto es porque cuando la tasa de enfriamiento es menor que 15°C/seg, se forma la perlita para causar el deterioro del promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y similares, y adicionalmente se incrementa el tamaño de grano promedio de la microestructura para deteriorar la temperatura de transición de la aparición de la fractura. Como resultado, la suficiente capacidad de expansión del agujero y propiedad de fractura no tienen buena probabilidad de ser obtenidas. Por consiguiente, la tasa de enfriamiento preferiblemente se establece para ser no menor que 15°C/seg ni mayor que 20°C/seg.

Adicionalmente, en el proceso de enfriamiento, para hacer finos los precipitados tales como el TiC para obtener la lámina de acero laminada en caliente más excelente en resistencia a la tracción, preferiblemente se realiza un proceso de enfriamiento de tres etapas como se explicará a continuación. En el proceso de enfriamiento de tres etapas, por ejemplo, se realiza el enfriamiento de la primera etapa con la tasa de enfriamiento establecida a 20°C/seg o más, subsiguientemente, se realiza el enfriamiento de la segunda etapa con la tasa de enfriamiento establecida a 15°C/seg o menos en una zona de temperatura de no menor que 550°C ni mayor que 650°C, y subsiguientemente se realiza el enfriamiento de la tercera etapa con la tasa de enfriamiento establecida a 20°C/seg o más.

El por qué en el enfriamiento de la primera etapa en el proceso de enfriamiento de tres etapas, la tasa de enfriamiento se establece a 20°C/seg o más, es porque cuando la tasa de enfriamiento es menor que la tasa de enfriamiento anteriormente mencionada, es probable que se forme perlita para causar el deterioro del promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y similares.

El por qué, en el enfriamiento de la segunda etapa en el proceso de enfriamiento de tres etapas, la tasa de enfriamiento se establece a 15°C/seg o menos es porque cuando la tasa de enfriamiento es mayor que la tasa de enfriamiento anteriormente mencionada, los precipitados finos no tienen buena probabilidad de precipitar de manera suficiente. Adicionalmente, el por qué la zona de temperatura donde se realiza este enfriamiento se establece a 550°C o más es porque cuando la zona de temperatura es menor que la temperatura anteriormente mencionada, se disminuye el efecto de precipitar finamente TiC durante un corto periodo de tiempo. Adicionalmente, el por qué la zona de temperatura donde se realiza este enfriamiento se establece a 650°C o menos es porque cuando la zona de temperatura es mayor que la temperatura anteriormente mencionada, los precipitados tales como el TiC precipitan de manera gruesa, y la suficiente resistencia a la tracción no tiene buena probabilidad de ser obtenida. La razón también es porque la perlita se forma en una zona de temperatura que excede 650°C a ser propensa a deteriorar la capacidad de expansión del agujero. La duración de este enfriamiento deseablemente se establece para ser no mayor que 1 segundo ni menor que 5 segundos. Esto es porque cuando es menor que 1 segundo, los precipitados finos no precipitan de manera suficiente. Esto es porque cuando excede 5 segundos, inversamente los precipitados precipitan de manera gruesa para causar el deterioro de la resistencia a la tracción. Esto también es porque cuando la duración de este enfriamiento excede 5 segundos, se forma perlita a ser propensa a deteriorar la capacidad de expansión del agujero.

El por qué en el enfriamiento de la tercera etapa en el proceso de enfriamiento de tres etapas, la tasa de enfriamiento se establece a 20°C/seg o más es porque a menos que el enfriamiento se realice inmediatamente después del enfriamiento de la segunda etapa, los precipitados precipitan de manera gruesa para ser propensos a causar el deterioro de la resistencia a la tracción. Adicionalmente, la razón también es porque cuando esta tasa de enfriamiento es menor que 20°C/seg, se forma perlita a ser propensa a deteriorar la capacidad de expansión del agujero.

Incidentalmente, en cada uno de los procesos de enfriamiento, la tasa de enfriamiento de 20°C/seg o más se puede lograr mediante por ejemplo, enfriamiento con agua, enfriamiento con niebla, o similar, y la tasa de enfriamiento de 15°C/seg o menos se puede lograr mediante por ejemplo, enfriamiento con aire.

Subsiguientemente, la lámina de acero enfriada por el proceso de enfriamiento o el proceso de enfriamiento de tres etapas se enrolla mediante un aparato de enrollamiento o similar. En este proceso de enrollamiento, la lámina de acero se enrolla en una zona de temperatura de 640 °C o menos. Esto es porque cuando la lámina de acero se enrolla en una zona de temperatura que excede 640°C, se forma perlita para causar el deterioro del promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y similares. Adicionalmente, el TiC precipita excesivamente para disminuir la solución sólida C, y por consiguiente ocurre fácilmente la peladura causada por la perforación.

Incidentalmente, una temperatura de enrollamiento CT preferiblemente se ajusta de acuerdo con el contenido de B y el contenido de Nb, y en un caso en que el contenido de B es menor que 0.0002%, la temperatura de enrollamiento CT preferiblemente se establece a 540 °C o menos. Adicionalmente, en el caso en que el contenido de B es no menor que 0.0002% ni mayor que 0.002%, si el contenido de Nb es no menor que 0.005% ni mayor que 0.06%, la temperatura de enrollamiento CT preferiblemente se establece a 560°C o menos, y si el contenido de Nb es 0.001% o más y menor que 0.005%, la temperatura de enrollamiento CT preferiblemente se establece a 640°C o menos. Esto es porque de acuerdo con el contenido de B y el contenido de Nb, la densidad del número de limites de grano de la solución sólida B y similares puede cambiar. Adicionalmente, la temperatura de enrollamiento CT preferiblemente satisface la Expresión Matemática 13 de abajo. Esto es porque en el caso en que se satisface la Expresión Matemática 13, se puede obtener la resistencia a la tracción superior .

[Expresión Matemática 9] 4863 8.12 x eFT+273 < CT · · · (Expresión Matemática 13) (FT indica la temperatura final (°C) de la laminación de acabado) .

De esta manera, es posible manufacturar la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la primera modalidad.

Incidentalmente, después de que se termina el proceso de laminación en caliente, también se puede realizar la laminación de ajuste. Mediante la realización de la laminación de ajuste, es posible por ejemplo mejorar la ductilidad mediante la introducción de dislocación móvil y corregir la forma de la lámina de acero. Adicionalmente, después de que se termina el proceso de laminación en caliente, las incrustaciones unidas a la superficie de la lámina de acero laminada en caliente también se pueden remover mediante decapado. Adicionalmente, después de que se termina la laminación en caliente o después de que se termina el decapado, también se puede realizar la laminación de ajuste o la laminación en frió sobre la lámina de acero obtenida en la linea o fuera de la linea.

Adicionalmente, después de que se termina el proceso de laminación en caliente, se puede realizar el enchapado mediante un método de inmersión en caliente para mejorar la resistencia a la corrosión de la lámina de acero. Adicionalmente, además de la inmersión en caliente, también se puede realizar la aleación.

Segunda Modalidad A continuación, se explicará una segunda modalidad de la presente invención. Una lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la segunda modalidad difiere de aquella de acuerdo con la primera modalidad en el punto donde una cantidad predeterminada de V está contenida y Nb escasamente está contenido. Los otros puntos son los mismos que aquellos de la primera modalidad.

V: 0.001% a 0.2% El V es un elemento que precipita finamente como VC para contribuir a la mejora de la resistencia a la tracción de la lámina de acero mediante el endurecimiento por precipitación. Cuando el contenido de V es menor que 0.001%, puede ser difícil obtener la suficiente resistencia a la tracción. Adicionalmente, V tiene un efecto de incrementar el valor n (coeficiente de endurecimiento por trabajo en frío) que es uno de los índices de la formabilidad. Por otra parte, cuando el contenido de V excede 0.2%, se saturan los efectos y se deteriora la eficiencia económica. De esta manera, el contenido de V se establece para ser no menor que 0.001% ni mayor que 0.2%. Además, para mejorar adicionalmente el efecto anteriormente descrito de mejorar la resistencia a la tracción y similares, el contenido de V es preferiblemente 0.05% o más, y es más preferiblemente 0.07% o más. Adicionalmente, en consideración de la eficiencia económica, el contenido de V es preferiblemente 0.1% o menos, y es más preferiblemente 0.09% o menos .

Nb: menor que 0.01% (sin incluir 0%) Como se ha explicado en la primera modalidad, el Nb contribuye a la mejora de la resistencia a la tracción. Sin embargo, en esta modalidad, el V está contenido, de modo que cuando el contenido de Nb es 0.01% o más, la proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211} incrementa excesivamente para ser propensa a deteriorar el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy. Por consiguiente, el contenido de Nb se establece para ser menor que 0.01%.

Nótese que es posible manufacturar la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la segunda modalidad mediante un método similar a aquel de la primera modalidad. Ejemplo A continuación se explicarán los experimentos realizados por los presentes inventores. Las condiciones, etcétera, 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 Primero, se obtuvieron los aceros fundidos que contienen las composiciones del acero 1A1 a 3C11 listadas en la Tabla 4. Cada uno de los aceros fundidos se fabricó a través de la realización de fundición y refinamiento secundario en un convertidor de acero. El refinamiento secundario se realizó en un RH (Ruhrstahl-Heraeus) , y la desulfuración se realizó con un material de desulfuración basado en CaO-CaF2-MgO añadido según se necesitara. En algunas de las composiciones del acero, para prevenir que quedara el material de desulfuración a ser la inclusión extendida, no se realizó la desulfuración y el proceso se avanzó en una manera para mantener inalterado el contenido de S obtenido después del refinamiento primario en un convertidor de acero. A partir de cada uno de los aceros fundidos, se obtuvo una losa de acero a través de colada continua. Posteriormente, se realizó la laminación en caliente bajo las condiciones listadas en la Tabla 5, y por consiguiente se obtuvieron las láminas de acero laminadas en caliente que tuvieron cada una un espesor de 2.9 mm. Los valores característicos de la microestructura, la textura, y las inclusiones de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se listan en la Tabla 6, y las propiedades mecánicas de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se listan en la Tabla 7. Los métodos de medición de la microestructura, la textura, y las inclusiones, y los métodos de medición de la propiedad mecánica son como se describe anteriormente. Incidentalmente, en la evaluación de la capacidad de expansión del agujero, se hicieron 20 probetas a partir de un acero de muestra único. Cada elemento subrayado en la Tabla 4 a la Tabla 7 indica que el valor está fuera del rango de la presente invención, o que no se obtiene valor característico deseado alguno. o [Tabla 4] O [Tabla 5] O O [Tabla 6] [Tabla 7] En los Aceros número 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 satisficieron los requerimientos de la presente invención. Por consiguiente, la resistencia a la tracción fue 780 MPa o más, el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero fue 80% o más, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero fue 15% o menos, el valor n fue 0.08 o más, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas fue 0.75 MJ/m2 o más, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue -13°C o menos, y la energía absorbida de Charpy fue 30 J o más. Es decir, los valores característicos deseados pudieron ser obtenidos. Incluso en el Acero número 1-27, se satisficieron los requerimientos de la presente invención, de modo que los valores característicos deseados pudieron ser obtenidos sustancialmente . Adicionalmente, en los Aceros número 1-1-1 a 1-1-4, 1-1-7, 1-1-8, 1-2 a 1-8, l-15o a 1-19, 1-23-1 a 1-23-3, 1-27, y 1-28-3, se satisficieron los requerimientos de la presente invención y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue 3.0 o menos. Por consiguiente, fue posible obtener los valores característicos preferibles del promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero que es 85% o más y la desviación estándar s que es 10% o menos. Adicionalmente, en los Aceros número 1-1-3, 1-1-5, 1-1-7, 1-1-8, y 1-8, se satisficieron los requerimientos de la presente invención, el Ca no se agregó o el Ca se agregó en pequeñas cantidades, y no se realizó la desulfuración con el material de desulfuración. Por consiguiente, fue posible obtener los valores característicos preferibles de la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión que es 0.01 mm/mm2 o menos y el valor T. . de la resistencia a la propagación de las grietas' que es 900 MJ/m3 o más. Adicionalmente, también se mejoraron el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy.

Particularmente, los Aceros número 1-1-3 a 1-1-6 son cada uno un ejemplo donde Ca y REM se agregaron escasamente y el control de la forma del sulfuro se realizó prácticamente sólo con Ti. Entre los Aceros número 1-1-3 a 1-1-6, los Aceros número 1-1-3 y 1-1-5 son cada uno un ejemplo donde no se utilizó el material de desulfuración, y fueron capaces de obtener los buenos valores característicos respectivamente.

En los Aceros número 1-1-7 y 1-1-8, el contenido de Si fue pequeño en particular, de modo que tampoco se observó la martensita en forma de isla. Adicionalmente, el Ca se agregó escasamente y se controló la forma del sulfuro, y adicionalmente no se utilizó el material de desulfuración, y de esta manera no se formó inclusión de forma extendida alguna, y particularmente pudieron ser obtenidos los buenos valores característicos.

En el Acero número 1-2, el contenido de Nb fue relativamente alto, de modo que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. En el Acero número 1-3, el contenido de Nb fue relativamente bajo, de modo que la resistencia a la tracción fue relativamente baja. En el Acero número 1-4, el contenido de Ti fue relativamente bajo, de modo que la resistencia a la tracción fue relativamente baja. En el Acero número 1-5, el contenido de C fue relativamente bajo, de modo que el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas fueron relativamente bajos, y la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue relativamente alta. En el Acero número 1-6, el contenido de B fue relativamente alto, de modo que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. Adicionalmente, la peladura no ocurrió en absoluto.

El Acero número 1-7 fue un ejemplo de la presente invención, y una cantidad preferible de B estuvo contenida, de modo que la peladura no ocurriera en absoluto.

El Acero número 1-8 fue un ejemplo de la presente invención, sin agregar Ca, se controló la forma del sulfuro, y adicionalmente no se utilizó el material de desulfuración, de modo que el número de las inclusiones de forma extendida fue sumamente pequeño y particularmente pudieron ser obtenidos los buenos valores característicos.

Cada uno de los Aceros número 1-9 a 1-14 fue un ejemplo de la presente invención, pero no se agregó RE o se agregó RE en pequeñas cantidades, y de esta manera el valor de ([REM]/140) / ([Ca]/40) fue menor que 0.3, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue ligeramente alto, y la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero fue ligeramente grande.

En los Aceros número 1-23-1 a 1-23-3, el contenido de Si fue pequeño en particular, de modo que no se observó la martensita en forma de isla, y el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy fueron mejores en particular.

El Acero número 1-27 fue un ejemplo de la presente invención, pero la temperatura de calentamiento fue menor que 1200°C, de modo que la resistencia a la tracción fue ligeramente baja.

En los Aceros número 1-20 y 1-21, el parámetro Q fue menor que 30.0, y no se satisfizo la Expresión Matemática 2, de modo que no fue posible obtener la suma total de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor que se requieren en la presente invención. Por consiguiente, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom y desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-22, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150 °C fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención y se deterioraron el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-28-0, la proporción de reducción acumulada de lá laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150°C fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fueron mayores que los valores requeridos en la presente invención y se deterioraron el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-28-2, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura de 1150 °C o menos fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que no fue posible obtener la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención. Por consiguiente, no fue posible obtener los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-28-5, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura de 1150°C o menos fue menor que el rango de la presente invención, de modo que el tamaño de grano promedio de la microestructura fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Por consiguiente, la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue mayor que el valor deseado.

En el Acero número 1-30, la temperatura de inicio de la laminación de acabado fue menor que el rango de la presente invención, de modo que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Adicionalmente, debido a que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-31, la temperatura final de la laminación de acabado fue menor que el rango de la presente invención, de modo que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Adicionalmente, debido a que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-32, la temperatura final de la laminación de acabado fue mayor que el rango de la presente invención, y el tamaño de grano promedio de la microestructura fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue mayor que el valor deseado.

En el Acero número 1-33, la tasa de enfriamiento fue menor que el rango de la presente invención, de modo que se formó la perlita y no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 1-34, la temperatura de enrollamiento fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que se formó la perlita y no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-1, el contenido de C fue menor que el rango de la presente invención, de modo que el tamaño de grano promedio fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Como resultado, la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue sumamente alta y ocurrió la peladura. En el Acero número 3-2, el contenido de C fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que precipitó cementita gruesa en el límite de grano que tenía un tamaño de 2 m de exceso. Como resultado, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-3, el contenido de Si fue menor que el rango de la presente invención, de modo que precipitó cementita gruesa en el límite de grano que tenía un tamaño de 2 um de exceso. Como resultado, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-4, el contenido de Mn fue menor que el rango de la presente invención, de modo que precipitó cementita gruesa en el límite de grano que tenía un tamaño de 2 µ?? de exceso. Como resultado, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-5, el contenido de P fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Adicionalmente, debido a que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-6, el contenido de S fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Como resultado, se deterioraron el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-7, el contenido de Al fue menor que el rango de la presente invención, de modo que precipitó cementita gruesa en el límite de grano que tenía un tamaño de 2 µp? de exceso. Como resultado, no fue posible obtener los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-8, el contenido de N fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que precipitó TiN grueso que tenía un tamaño de 2 µp? de exceso. Como resultado, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy .

En el Acero número 3-9, el contenido de Ti fue menor que el rango de la presente invención, de modo que no fue posible obtener la resistencia a la tracción deseada. Adicionalmente, precipitó nS, y la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Por consiguiente, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 3-10, el contenido de Nb fue menor que el rango de la presente invención, de modo que el tamaño de grano promedio fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Como resultado, la resistencia a la tracción y la dureza fueron bajas. En el Acero número 3-11, el contenido de Nb fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que existió la textura laminada no recristalizada y la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Adicionalmente, debido a que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

Segundo Experimento Primero, se obtuvieron los aceros fundidos que contiene las composiciones del acero 2A1 a 2W3 listadas en la Tabla 8. Cada uno de los aceros fundidos se fabricó a través de la realización de fundición y refinamiento secundario en un convertidor de acero. El refinamiento secundario se realizó en un RH, y la desulfuración se realizó con un material de desulfuración basado en CaO-CaF2- gO añadido según se necesitara. En algunas de las composiciones del acero, para prevenir que quedara el material de desulfuración a ser . la inclusión extendida, no se realizó la desulfuración y el proceso se avanzó en una manera para mantener inalterado el contenido de S obtenido después del refinamiento primario ¦ en un convertidor de acero. A partir de cada uno de los aceros fundidos, se obtuvo una losa de acero a través de colada continua, y posteriormente, se realizó la laminación en caliente bajo las condiciones de manufactura listadas en la Tabla 9, y por consiguiente se obtuvieron las láminas de acero laminadas en caliente que tuvieron cada una un espesor de 2.9 itim. Los valores característicos de la microestructura, la textura, y las inclusiones de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se listan en la Tabla 10, y las propiedades mecánicas de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se listan en la Tabla 11. Los métodos de medición de la microestructura, la textura, y las inclusiones, y los métodos de medición de la propiedad mecánica son como se describe anteriormente. Incidentalmente, en la evaluación de la capacidad de expansión del agujero, se hicieron 20 probetas a partir de un acero de muestra único. Cada elemento subrayado en la Tabla 8 a la Tabla 11 indica que el valor está fuera del rango de la presente invención, o que no se obtiene valor característico deseado alguno.

[Tabla 8] O [Tabla 9] O [Tabla 10] O un [Tabla 11] 2-2-3, 2-28-1, 2-28-3, y 2-28-4, se satisficieron los requerimientos de la presente invención. Por consiguiente, la resistencia a la tracción fue 780 MPa o más, el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero fue 80% o más, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero fue 15% o menos, el valor n fue 0.08 o más, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas fue 0.75 MJ/m2 o más, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue -13°C o menos, y la energía absorbida de Charpy fue 30 J o más. Es decir, los valores característicos deseados pudieron ser obtenidos. Incluso en el Acero número 2-27, se satisficieron los requerimientos de la presente invención, de modo que los valores característicos deseados pudieron ser obtenidos sustancialmente .

Adicionalmente , en los Aceros número 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 satisficieron los requerimientos de la presente invención y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue 3.0 o menos. Por consiguiente, fue posible obtener los valores característicos preferibles del promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero que es 84% o más y la desviación estándar o que es 8% o menos. Adicionalmente, en los Aceros número 2-1-3, 2-1-5, 2-1-7, 2-1-8, y 2-8, se satisficieron los requerimientos de la presente invención, el Ca no se agregó o el Ca se agregó en pequeñas cantidades, y no se realizó la desulfuración con el material de desulfuración. Por consiguiente, fue posible obtener los valores característicos preferibles de la suma total de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión que es 0.01 mm/mm2 o menos y el valor T. . de la resistencia a la propagación de las grietas que es 900 MJ/m3 o más. Adicionalmente, también se mejoraron el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy.

Particularmente, los Aceros número 2-1-3 a 2-1-6 son cada uno un ejemplo donde Ca y REM se agregaron escasamente y el control de la forma del sulfuro se realizó prácticamente sólo con Ti. Entre los Aceros número 2-1-3 a 2-1-6, los Aceros número 2-1-3 y 2-1-5 son cada uno un ejemplo donde no se utilizó el material de desulfuración, y fueron capaces de obtener los buenos valores característicos respectivamente.

En los Aceros número 2-1-7 y 2-1-8, el contenido de Si fue pequeño en particular, de modo que tampoco se observó la martensita en forma de isla. Adicionalmente, el Ca se agregó escasamente y se controló la forma del sulfuro, y adicionalmente no se utilizó el material de desulfuración, de modo que no se formó inclusión de forma extendida alguna, y particularmente pudieron ser obtenidos los buenos valores característicos.

En el Acero número 2-2, el contenido de Nb fue relativamente alto, de modo que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. En el Acero número 2-5, el contenido de C fue relativamente bajo, de modo que el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero y el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas fueron relativamente bajos, y la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue relativamente alta. En el Acero número 2-6, el contenido de B fue relativamente alto, de modo que la intensidad del plano {211} fue relativamente alta. Adicionalmente, la peladura no ocurrió en absoluto.

El Acero número 2-7 fue un ejemplo de la presente invención, y una cantidad preferible de B estuvo contenida, de modo que la peladura no ocurriera en absoluto.

El Acero número 2-8 fue un ejemplo de la presente invención, sin agregar Ca, se controló la forma del sulfuro, y adicionalmente no se utilizó el material de desulfuración, de modo que el número de las inclusiones de forma extendida fue sumamente pequeño y particularmente pudieron ser obtenidos los buenos valores característicos.

Cada uno de los Aceros número 2-9 a 2-14 fue un ejemplo de la presente invención, pero no se agregó REM o se agregó REM en pequeñas cantidades, de modo que el valor de ([REMj/140) / ([Ca]/40) fue menor que 0.3, el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue ligeramente alto, y la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero fue ligeramente grande.

En los Aceros número 2-23-1 a 2-23-3, el contenido de Si fue pequeño en particular, de modo que no se observó la martensita en forma de isla, y el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy fueron mejores en particular.

El Acero número 2-27 fue un ejemplo de la presente invención, pero la temperatura de calentamiento fue menor que 1200°C, de modo que la resistencia a la tracción fue ligeramente baja.

En los Aceros número 2-20 y 2-21, el parámetro Q fue menor que 30¾0, y no se satisfizo la Expresión Matemática 2, de modo que no fue posible obtener la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor que se requieren en la presente invención. Por consiguiente, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom y desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, valor T. . de la resistencia a la propagación de las grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-22, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150°C fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fue mayor que el valor requerido en la presente invención y se deterioraron el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y la energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-28-0, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura que excede 1150°C fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que la suma total M de la longitud en la dirección de laminación de la inclusión y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor de la inclusión fueron mayores que los valores requeridos en la presente invención y se deterioraron el promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas, y la energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-28-2, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura de 1150 °C o menos fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que no fue posible obtener la intensidad del plano {211} requerida en la presente invención. Por consiguiente, no fue posible obtener los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-28-5, la proporción de reducción acumulada de la laminación en bruto en la zona de temperatura de 1150 °C o menos fue menor que el rango de la presente invención, de modo que el tamaño de grano promedio de la microestructura fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Por consiguiente, la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue mayor que el valor deseado.

En el Acero número 2-30, la temperatura de inicio de la laminación de acabado fue menor que el rango de la presente invención, de modo que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Adicionalmente, debido a que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener los deseados promedio Xprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-31, la temperatura final de la laminación de acabado fue menor que el rango de la presente invención, de modo que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención. Adicionalmente, debido a que la intensidad del plano {211} fue mayor que el valor requerido en la presente invención, no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-32, la temperatura final de la laminación de acabado fue mayor que el rango de la presente invención, y el tamaño de grano promedio de la microestructura fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue mayor que el valor deseado.

En el Acero número 2-33, la tasa de enfriamiento fue menor que el rango de la presente invención, de modo que se formó la perlita y no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

En el Acero número 2-34, la temperatura de enrollamiento fue mayor que el rango de la presente invención, de modo que se formó la perlita y no fue posible obtener los deseados promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero, valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas, y energía absorbida de Charpy.

Tercer Experimento Primero, se obtuvieron los aceros fundidos que contienen las composiciones del acero Zl a Z4 listadas en la Tabla 12.

Cada uno de los aceros fundidos se fabricó a través de la realización de fundición y refinamiento secundario en un convertidor de acero. El refinamiento secundario se realizó en un RH. Incidentalmente, para prevenir que quedara un material de desulfuración a ser la inclusión extendida, no se realizó la desulfuración y el proceso se avanzó en una manera para mantener inalterado el contenido de S obtenido después del refinamiento primario en un convertidor de acero. A partir de cada uno de los aceros fundidos, se obtuvo una losa de acero a través de colada continua, y posteriormente, se realizó la laminación en caliente bajo las condiciones de manufactura listadas en la Tabla 13, y por consiguiente se obtuvieron las láminas de acero laminadas en caliente que tuvieron cada una un espesor de 2.9 mm. Los valores característicos de la microestructura, la textura, y las inclusiones de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se listan en la Tabla 14, y las propiedades mecánicas de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se listan en la Tabla 15. Los métodos de medición de la microestructura, la textura, y las inclusiones, y los métodos de medición de la propiedad mecánica son como se describe anteriormente. Incidentalmente, en la evaluación de la capacidad de expansión del agujero, se hicieron 20 probetas a partir de un acero de muestra único. Cada elemento subrayado en la Tabla 12 a la Tabla 15 indica que el valor está fuera del rango de la presente invención, o que no se obtiene valor característico deseado alguno.

O Ln O [Tabla 12] ?: (? /48 / (|S]/32))? ([Cal/40 ÷|REM]¿140) /[S)32 5) (PAR METRO Q) •2:([REMl140]/([Ca|40) O [Tabla 13] O [Tabla 14] NI O Ln O [Tabla 15] En los Aceros número 35 a 38, se satisficieron los requerimientos de la presente invención. Por consiguiente, la resistencia a la tracción fue 780 MPa o más, el promedio Aprom de la proporción de expansión del agujero fue 80% o más, la desviación estándar s de la proporción de expansión del agujero fue 15% o menos, el valor n fue 0.08 o más, el valor Je de la resistencia a la ocurrencia de grietas fue 0.75 MJ/m2 o más, el valor T. M. de la resistencia a la propagación de las grietas fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición de la aparición de la fractura fue -40°C o menos, y la energía absorbida de Charpy fue 30 J o más. Es decir, los valores característicos deseados pudieron ser obtenidos.

Adicionalmente, en el Acero número 36 en el cual la densidad del número de límites de grano de la solución sólida C y la solución sólida B fue 4.5 /nm2 o más y el tamaño de la cementita en los límites de grano fue 2 µ?? o menos, no ocurrió la peladura.

APLICABILIDAD INDUSTRIAL La presente invención se puede utilizar por ejemplo en industrias relacionadas a una lámina de acero que requiere alta resistencia, alta formabilidad, y una alta propiedad de fractura .

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia, caracterizada en que contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; Mn: 0.5% a 3.0%; P : 0.1% o menos; S: 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0%; N : 0.02% o menos ; Ti: 0.03% a 0.3%; y Nb: 0.001% a 0.06%, la lámina de acero que comprende adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0%; Cr: 0.001 a 1.0%; Mo: 0.001 a 1.0%; Ni: 0.001 a 1.0%; y V: 0.01 a 0.2%, el balance o resto estando compuesto de Fe e impurezas inevitables, un parámetro Q expresado por la expresión Matemática 1 debajo siendo 30.0 o más, una microestructura estando hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita, o una estructura mezclada con la estructura de ferrita y la estructura de bainita, un tamaño de grano promedio de los granos incluidos en la microestructura siendo 6 µ?? o menos, una proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211} en una superficie laminada siendo 2.4 o menos, y en una sección transversal con una dirección de anchura de la lámina establecida como una linea normal, con respecto a las inclusiones que tienen un diámetro mayor de 3.0 µ?? o más, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor expresada por (un diámetro mayor de la inclusión) / (un diámetro menor de la inclusión) siendo 8.0 o menos, una suma total de una longitud en la dirección de laminación por sección transversal de 1 mm2 de un grupo de inclusiones predeterminadas compuesto de múltiples inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 ]im o más y una inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en una dirección de laminación de 30 µp? o más, siendo 0.25 mm o menos, las múltiples inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminadas congregándose tanto en la dirección de laminación como en una dirección perpendicular a la dirección de laminación 50 µp? o menos separadas entre si, y la inclusión extendida predeterminada estando separada más de 50 µp? de todas las inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 m o más en al menos ya sea la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación. [Expresión Matemática 1] Q _ [jjj / ... (Expresión Matemática l) 48/ 32 ' ( [Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa)).

2. Una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia, caracterizada en que contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; Mn: 0.5% a 3.0%; P : 0.1% o menos ; S: 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0% N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; Nb: 0.001% a 0.06%; REM: 0.0001% a 0.02%; y Ca: 0.0001% a 0.02%, la lámina de acero que comprende adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0% Cr: 0.001 a 1.0% Mo: 0.001 a 1.0% Ni: 0.001 a 1.0%; y V: 0.01 a 0.2%, y el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables , un parámetro Q' expresado por la expresión Matemática 1' debajo siendo 30.0 o más, una microestructura estando hecha de una estructura de ferrita, una estructura de bainita, o una estructura mezclada con la estructura de ferrita y la estructura de bainita, un tamaño de grano promedio de los granos incluidos en la microestructura siendo 6 pm o menos, una proporción de la intensidad aleatoria de los rayos X del plano {211} en una superficie laminada siendo 2.4 o menos, y en una sección transversal con una dirección de anchura de la lámina establecida como una linea normal, con respecto a una inclusión que tiene un diámetro mayor de 3.0 i o más, un máximo de una proporción del diámetro mayor/diámetro menor expresada por (un diámetro mayor de la inclusión) / (un diámetro menor de la inclusión) siendo 8.0 o menos, una suma total de una longitud en la dirección de laminación por sección transversal de 1 irati2 de un grupo de inclusiones predeterminadas compuesto de múltiples inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp? o más y una inclusión extendida predeterminada que tiene una longitud en una dirección de laminación de 30 pm o más, siendo 0.25 mm o menos, las múltiples inclusiones que componen el grupo de inclusiones predeterminadas congregándose tanto en la dirección de laminación como en una dirección perpendicular a la dirección de laminación 50 µ?? o menos separadas entre si, y la inclusión extendida predeterminada estando separada más de 50 µ?? de todas las inclusiones que tienen cada una un diámetro mayor de 3.0 µp? o más en al menos ya sea la dirección de laminación o la dirección perpendicular a la dirección de laminación. [Expresión Matemática 2] ([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 [REM] indica el contenido de REM (% en masa) ) .

3. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 2, caracterizada en que se satisface la Expresión Matemática 2 de debajo, y el máximo de la proporción del diámetro mayor/diámetro menor es 3.0 o menos, 0.3 < ([REM]/1 0)/([Ca]/40) · · · (Expresión Matemática 2)

4. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

5. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 2, caracterizada en que adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

6. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 3, caracterizada en que adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

7. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 4, caracterizada en que una densidad del número de limites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B excede 4.5 /nm2 y es 12 /nm2 o menos, y un tamaño de la cementita precipitada en los limites de grano es 2 µp? o menos.

8. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 5, caracterizada en que una densidad del número de límites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B excede 4.5 /nm2 y es 12 /nm2 o menos, y un tamaño de la cementita precipitada en los limites de grano es 2 m o menos.

9. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 6, caracterizada en que una densidad del número de límites de grano total de la solución sólida C y la solución sólida B excede 4.5 /nm2 y es 12 /nm2 o menos, y un tamaño de la cementita precipitada en los límites de grano es 2 pm o menos.

10. Un método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia, caracterizado en que comprende: la laminación en bruto de una losa de acero después de calentar la losa de acero, la losa de acero que contiene: en % masa, C: 0.02% a 0.1%; Si: 0.001% a 3.0%; n: 0.5% a 3.0%; P : 0.1% o menos; S : 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0%; N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; y Nb: 0.001% a 0.06%, la losa de acero que contiene adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0%, Cr: 0.001 a 1.0% Mo: 0.001 a 1.0% Ni: 0.001 a 1.0%; y V: 0.01 a 0.2%, el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables , el parámetro Q expresado por la Expresión Matemática 1 siendo 30.0 o más, y la laminación en bruto siendo realizada bajo una condición en la cual una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura que excede 1150 °C se vuelve 70% o menos y una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150°C o menos se vuelve no menor que 10% ni mayor que 25%; subsiguientemente, la laminación de acabado de la losa de acero bajo una condición en la cual una temperatura de inicio es 1050°C o más y una temperatura final es no menor que Ar3 + 130 °C ni mayor que Ar3 + 230°C; subsiguientemente, el enfriamiento de la losa de acero en una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o más; y subsiguientemente, el enrollamiento de la losa de acero en 640°C o menos. [Expresión Matemática 3] ([Ti] indica el contenido de Ti (% en masa) y [S] indica el contenido de S (% en masa) ) .

11. Un método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia, caracterizado en que comprende : la laminación en bruto de una losa de acero después de calentar la losa de acero, la losa de acero que contiene: en % masa, ??: 0.5% a 3.0%; ?: 0.1% o menos; S: 0.01% o menos; Al: 0.001% a 2.0%; o N: 0.02% o menos; Ti: 0.03% a 0.3%; Nb: 0.001% a 0.06%; REM: 0.0001% a 0.02%; y Ca: 0.0001% a 0.02%, y adicionalmente la losa de acero que contiene adicionalmente al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consiste de: Cu: 0.001 a 1.0%; Cr: 0.001 a 1.0%; Mo: 0.001 a 1.0%; Ni: 0.001 a 1.0%, y V: 0.01 a 0.2%; y el balance estando compuesto de Fe e impurezas inevitables , el parámetro Q' expresado por la Expresión Matemática 1' siendo 30.0 o más, y la laminación en bruto siendo realizada bajo una condición en la cual una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura que excede 1150 °C se vuelve 70% o menos y una proporción de reducción acumulada en una zona de temperatura de 1150 °C o menos se vuelve no menor que 10% ni mayor que 25%; subsiguientemente, la laminación de acabado de la losa de acero bajo una condición en la cual una temperatura de inicio es 1050 °C o más y una temperatura final es no menor que Ar3 + 130°C ni mayor que Ar3 + 230°C; subsiguientemente, el enfriamiento de la losa de acero en una tasa de enfriamiento de 15°C/seg o más; y subsiguientemente, el enrollamiento de la losa de acero en 640°C o menos. [Expresión Matemática 4] Q.= M/ + JM/M + 8ÉM) x 15.0¦ · · (Expresión Matemática 1') 48 / 32 140 / 32 140/ 32j ' ( [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 [REM] indica el contenido de REM (% en masa) ) .

12. El método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 11, caracterizado en que la losa de acero satisface la Expresión Matemática 2 de abajo, 0.3 < ([REM]/1 0)/([Ca]/40) · · · (Expresión Matemática 2)

13. El método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 10, caracterizado en que la losa de acero adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

14. El método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 11, caracterizado en que la losa de acero adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.

15. El método de manufactura de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 12, caracterizado en que la losa de acero adicionalmente contiene, en % masa, B: 0.0001% a 0.005%.