MX2013009507A

MX2013009507A - Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia, del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotropica y metodo de fabricacion de la misma.

Info

Publication number: MX2013009507A
Application number: MX2013009507A
Authority: MX
Inventors: Tatsuo Yokoi; Hiroshi Shuto; Riki Okamoto; Nobuhiro Fujita; Kazuaki Nakano; Takeshi Yamamoto
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-03-31
Filing date: 2012-03-29
Publication date: 2013-09-26
Also published as: US10364478B2; EP2692894B1; TW201247894A; PL2692894T3; BR112013024166A2; KR101539162B1; MX353192B; US20130319582A1; CN103443320B; EP2692894A4; WO2012133636A1; US9587287B2; CN103443320A; BR112013024166B1; EP2692894A1; CA2827844A1; US20170130294A1; CA2827844C; JPWO2012133636A1; JP5376089B2

Abstract

La presente invención proporciona una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que contiene bainita, que tiene excelente capacidad de ser moldeada o trabajabilidad isotrópica. Esta lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que contiene bainita contiene, en términos de % en masa, 0.07-0.2%, excluyendo 0.07% de C, 0.001-2.5% de Si, 0.01-4% de Mn, hasta 0.15% de P (excluyendo 0%), hasta 0.03% de S (excluyendo 0%), hasta 0.01% de N (excluyendo 0%), y 0.001-2% de Al, con el resto comprendiendo Fe e impurezas incidentales. En la parte central de la dirección de espesor que se extiende desde 5/8 hasta 3/8 del espesor de la lámina en términos de profundidad desde una superficie de la lámina de acero, el promedio de los valores de la densidad de polo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> es 4.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> es 4.8 o menos. La lámina de acero tiene un diámetro de grano de cristal promedio de 10 µm o menos y una temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy (vTrs) de -20°C o menos. La lámina de acero tiene una microestructura que comprende 35% o menos de ferrita pro-eutectoide y una fase generada por la transformación de baja temperatura como el resto.

Description

LÁMINA DE ACERO LAMINADA EN CALIENTE DE ALTA RESISTENCIA, DEL TIPO QUE CONTIENE BAINITA, QUE TIENE EXCELENTE TRABAJABILIDAD ISOTRÓPICA Y MÉTODO DE FABRICACIÓN DE LA MISMA CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica y un método de fabricación de la misma.

Esta solicitud se basa en y reclama el beneficio de prioridad de la previa Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-079658, presentada el 31 de Marzo de 2011, el contenido entero de la cual se incorpora en el presente documento por referencia .

ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA En los últimos años, para la reducción del peso en diversos miembros con el fin de mejorar la eficiencia de combustible de un automóvil, se ha promovido una reducción en el espesor mediante el logro de la alta resistencia de una lámina de acero de aleación de hierro o similares y la aplicación de metal ligero tal como la aleación de Al. Sin embargo, en comparación al metal pesado tal como el acero, el metal ligero tal como la aleación de Al tiene la ventaja de que la resistencia especifica es alta, pero tiene la desventaja de ser significativamente costoso. Por consiguiente, la aplicación de metal ligero tal como la aleación de Al ha sido limitada al uso especial. De esta manera, a fin de promover la reducción del peso en diversos miembros ampliamente y de manera más económica, ha sido necesaria la reducción en el espesor mediante el logro de la alta resistencia de una lámina de acero.

El logro de la alta resistencia de una lámina de acero causa el deterioro de las propiedades del material tales como la formabilidad o capacidad de ser moldeada (trabaj abilidad) en general. Por consiguiente, cómo se alcanza el logro de la alta resistencia sin deteriorar las propiedades del material es importante en el desarrollo de una lámina de acero de alta resistencia. Particularmente, se reguiere que una lámina de acero utilizada como un miembro de automóvil tal como un miembro de lámina interior, un miembro de estructura, o un miembro de cuerpo inferior tenga capacidad de flexión, trabajabilidad del reborde de estiramiento, trabajabilidad de rebabas, ductilidad, durabilidad a la fatiga, resistencia a impactos, resistencia a la corrosión, etcétera, según su uso. Es importante cómo estas propiedades del material y la propiedad de alta resistencia deben ser exhibidas en una manera bien balanceada y de alta dimensión.

Particularmente, entre las partes del automóvil, una parte obtenida trabajando un material en lámina como una materia prima y que exhibe una función como un rotor, tal como un tambor o un portador que constituye una transmisión automática, por ejemplo, es una parte importante que sirve como un mediador de la transmisión de la salida del motor a un palier. Se requiere que tal parte que exhibe una función como un rotor tenga circularidad como forma y homogeneidad de espesor de lámina en una dirección circunferencial a fin de disminuir la fricción y similares. Adicionalmente, para formar tal parte, se utilizan métodos de conformación tales como rebabado, embutido, estirado, y abombado, y también se pone un gran énfasis sobre la ductilidad última tipificada por la elongación local.

Adicionalmente, con respecto a una lámina de acero utilizada para tal miembro, es necesario mejorar una propiedad que la lámina de acero se forma y posteriormente se une a un automóvil como una parte y posteriormente el miembro no se rompe fácilmente incluso al ser sometido al impacto causado mediante colisión o similares. Adicionalmente, a fin de asegurar la resistencia a impactos en un distrito frió, también es necesario mejorar la tenacidad a baja temperatura. Esta tenacidad a baja temperatura está definida por vTrs (una temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy) , o similares. Por esta razón, también es necesario considerar la resistencia a impactos misma del miembro de acero anteriormente descrito.

Es decir, se requiere que una lámina de acero delgada para una parte que se requiere tenga uniformidad de espesor de lámina tal como la parte anteriormente descrita tenga, además de la excelente trabaj abilidad, isotropia plástica y tenacidad a baja temperatura como propiedades muy importantes.

A fin de lograr la propiedad de alta resistencia y las diversas propiedades del material tal como la formabilidad en particular, como se menciona anteriormente, en el Documento de Patente 1, por ejemplo, se ha divulgado un método de fabricación de una lámina de acero en que una estructura de acero está hecha de 90% o más de ferrita y un balance de bainita, para lograr por consiguiente la alta resistencia, la ductilidad, y la capacidad de expansión' del agujero. Sin embargo, con respecto a una lámina de acero fabricada mediante la aplicación de la técnica divulgada en el Documento de Patente 1, no se menciona en absoluto la isotropia plástica. A condición de que la lámina de acero fabricada en el Documento de Patente 1 se aplique a una parte que se requiere tenga circularidad y homogeneidad de espesor de lámina en una dirección circunferencial, está concernida una disminución en la salida debido a la vibración falsa y/o la pérdida de fricción causada por una excentricidad de la parte.

Adicionalmente, en los Documentos de Patente 2 y 3, se ha divulgado una técnica de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia a la tracción a la cual la alta resistencia y la excelente formabilidad del reborde de estiramiento se proporcionan adicionando Mo y haciendo precipitados finos. Sin embargo, se requiere que una lámina de acero a la cual se aplican las técnicas divulgadas en los Documentos de Patente 2 y 3 tenga añadido a la misma 0.07% o más de Mo que es un elemento de aleación costoso, y de esta manera tiene un problema que su costo de fabricación es alto. Además, también en las técnicas divulgadas en los Documentos de Patente 2 y 3, no se menciona en absoluto la isotropia plástica. A condición de que las técnicas en los Documentos de Patente 2 y 3 también se apliquen a una parte que se requiere tenga circularidad y homogeneidad de espesor de lámina en una dirección circunferencial, está concernida una disminución en la salida debido a la vibración falsa y/o la pérdida de fricción causada por una excentricidad de la parte.

Por otra parte, con respecto a la isotropia plástica de la lámina de acero, a saber, una disminución en la anisotropia plástica, en el Documento de Patente 4, por ejemplo, se ha divulgado una técnica en la cual se combinan la laminación sin fin y la laminación lubricada, y por consiguiente se regula una textura de austenita en una capa de corte de una capa superficial y se disminuye la anisotropia en el plano de un valor r (valor de Lankford) . Sin embargo, a fin de realizar la laminación lubricada con un pequeño coeficiente de fricción sobre una longitud entera de un arrollamiento, es necesaria la laminación sin fin para prevenir la falla de mordedura causada por el deslizamiento -entre el espacio entre rodillos y un material en lámina laminado- durante la laminación. Sin embargo, a fin de aplicar esta técnica, es necesario invertir en instalaciones tales como un aparato de unión de barra en bruto, una tijera para despuntar de alta velocidad, etcétera, y de esta manera es grande un gravamen.

Adicionalmente, en el Documento de Patente 5, por ejemplo, se ha divulgado una técnica en la cual Zr, Ti, y Mo se agregan compuestamente y la laminación de acabado se acaba en una alta temperatura de 950°C o mayor, y por consiguiente se obtiene la resistencia de clase de 780 Pa o más, la anisotropia de un valor r es pequeña, y se logran la formabilidad del reborde de estiramiento y la embutibilidad profunda. Sin embargo, es necesario que se agregue 0.1% o más de Mo que es un elemento de aleación costoso, y de esta manera existe un problema que su costo de fabricación es alto.

Adicionalmente, se ha avanzado hasta ahora un estudio de la mejora de la tenacidad a baja temperatura de una lámina de acero, pero en los Documentos de Patente 1 a 5 no ha sido divulgada una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica que tiene de alta resistencia, exhibe isotropia plástica, mejora la capacidad de expansión del agujero, y adicionalmente también logra tenacidad a baja temperatura.

Documentos del Arte Previo Documento de Patente Documento de Patente 1: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. H6-293910.

Documento de Patente 2: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. 2002-322540.

Documento de Patente 3: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. 2002-322541.

Documento de Patente 4: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. H10-183255.

Documento de Patente 5: Publicación de Patente Japonesa Abierta al Público No. 2006-124789.

DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Problemas a ser solucionados por la Invención La presente invención se ha inventado en consideración de los problemas anteriormente descritos, y tiene un objeto de proporcionar una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente capacidad de ser moldeada o trabaj abilidad isotrópica que tiene alta resistencia, es aplicable a un miembro que se requiere tenga trabaj abilidad, capacidad de expansión del agujero, capacidad de flexión, estricta uniformidad de espesor de lámina y circularidad después del trabajado, y tenacidad a baja temperatura, y tiene un grado de lámina de acero de clase de 540 MPa o más, y un método de fabricación capaz de fabricar la lámina de acero de manera económica y estable.

Medios para resolver los problemas A fin de resolver los problemas según se describe anteriormente, los presentes inventores proponen una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica y un método de fabricación descrito debajo. 1. Una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica, contiene: en % en masa, C: mayor que 0.07 a 0.2%; Si: 0.001 a 2.5%; Mn : 0.01 a 4 % ; P: 0.15% o menos (no incluyendo 0%) ; S: 0.03% o menos (no incluyendo 0%) ; N: 0.01% o menos (no incluyendo 0%) ; Al: 0.001 a 2%; y un balance que está compuesto de Fe e impurezas inevitables, en el cual un valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> representado por las orientaciones de cristal respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110> en una porción del centro del espesor de lámina que es un rango de 5/8 a 3/8 en el espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero es 4.0 o menos, y una densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> es 4.8 o menos, un diámetro del grano de cristal promedio es 10 µp? o menos y una temperatura vTrs de transición de aparición de la fractura Charpy es -20°C o menos, y una microestructura está compuesta de 35% o menos en una fracción estructural de ferrita pro-eutectoide y un balance de una fase de generación de transformación de baja temperatura. 2. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con 1, adicionalmente contiene : un tipo o dos o más tipos de en % en masa, Ti: 0.015 a 0.18%, Nb: 0.005 a 0.06%, Cu: 0.02 a 1.2%, Ni: 0.01 a 0.6%, Mo: 0.01 a 1%, V: 0.01 a 0.2%, y Cr: 0.01 a 2%. 3. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con 1, adicionalmente contiene : un tipo o dos o más tipos de en % en masa, g: 0.0005 a 0.01%, Ca: 0.0005 a 0.01%, y REM: 0.0005 a 0.1%. 4. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con 1, adicionalmente contiene : en % en masa, B: 0.0002 a 0.002%. 5. Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica, incluye : en una palanquilla de acero que contiene: en % en masa, C: mayor que 0.07 a 0.2%; Si: 0.001 a 2.5%; Mn: 0.01 a 4 2- · P: 0.15% o menos (no incluyendo 0%) ; S: 0.03% o menos (no incluyendo 0%); N: 0.01% o menos (no incluyendo 0%) ; Al: 0.001 a 2%; y un balance que está compuesto de Fe e impurezas inevitables, realizar una primera laminación en caliente en la cual la laminación en una proporción de reducción de 40% o más se realiza una vez o más en un rango de temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C; realizar una segunda laminación en caliente en la cual la laminación en 30% o más se realiza en un paso al menos una vez en una región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C determinada por la expresión (1) de abajo; y establecer el total de las proporciones de reducción en la segunda laminación en caliente a 50% o más; realizar la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más en la segunda laminación en caliente y posteriormente iniciar el enfriamiento primario de tal manera que un periodo (t segundos) de tiempo de espera satisfaga la expresión (2) de abajo; establecer una tasa de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario a 50°C/segundo o más y realizar el enfriamiento primario de tal manera que un cambio de temperatura esté en un rango de no menor que 40 °C ni mayor que 140°C; dentro de tres segundos después de la completación del enfriamiento primario, realizar el enfriamiento secundario en el cual el enfriamiento se realiza en una tasa de enfriamiento promedio de 15°C/segundo o más; y después de la completación del enfriamiento secundario, realizar el enfriamiento por aire durante 1 hasta 20 segundos en una región de temperatura de menor que una temperatura del punto de transformación Ar3 y una temperatura del punto de transformación Arl o más y posteriormente realizar el arrollamiento en 450°C o más y menor que 550°C.

TI (°C) - 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10 x Cr + 100 x Mo + 100 x V · · · (1) Aquí, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V representan cada uno el contenido del elemento (% en masa) . t < 2.5 x ti ¦ ¦ ¦ (2) Aquí, ti se obtiene mediante la Expresión (3) de abajo. ti = 0.001 x ( (Tf - TI) x Pl/100)2 - 0.109 x ( (Tf - TI) x Pl/100) + 3.1· · · (3) Aquí, en la Expresión (3) anterior, Tf representa la temperatura de la palanquilla de acero obtenida después de la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, y Pl representa la proporción de reducción de la reducción final en 30% o más. 6. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con 5, en el cual el total de las proporciones de reducción en un rango de temperatura de menor que Ti + 30 °C es 30% o menos. 7. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con 5, en el cual la generación de calor por el trabajo entre los pasos respectivos en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C en la segunda laminación en caliente es 18°C o menos. 8. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con 5, en el cual el periodo (t segundos) de tiempo de espera adicionalmente satisface la Expresión (4) de abajo, t < ti · · ¦ (4) 9. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con 5, en el cual el periodo (t segundos) de tiempo de espera adicionalmente satisface la Expresión (5) de abajo. ti < t < ti x 2.5 · · · (5) 10. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene vainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con 5, en el cual el enfriamiento primario se inicia entre estaciones de laminación .

Efecto de la Invención De acuerdo con la presente invención, se proporciona una lámina de acero aplicable a un miembro que se requiere tenga trabajabilidad, capacidad de expansión del agujero, capacidad de flexión, estricta uniformidad de espesor de lámina y circularidad después del trabajado, y tenacidad a baja temperatura (un miembro de lámina interior, un miembro de estructura, un miembro de cuerpo inferior, un miembro de automóvil tal como una transmisión, y miembros para construcción naval, construcción, puentes, estructuras fuera de la costa, recipientes a presión, tubos de conducción, y partes de máquinas, etcétera) · Adicionalmente , de acuerdo con la presente invención, se fabrica una lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente tenacidad a baja temperatura y clase de 540 MPa o más de manera económica y estable.

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La FIGURA 1 es una vista que muestra la relación entre un valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> y la isotropia (l/|Ar|); La FIGURA 2 es una vista que muestra la relación entre una densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> y un índice isotrópico (l/|Ar|); La FIGURA 3 es una vista que muestra la relación entre un diámetro del grano de cristal promedio (ym) y vTrs (°C); y La FIGURA 4 es una vista explicativa de una línea de laminación en caliente continua.

MODO PARA LLEVAR A CABO LA INVENCIÓN Como una modalidad que implementa la presente invención, se explicará en detalle una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene vainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica (la cual a partir de ahora se referirá simplemente como una "lámina de acero laminada en caliente"). Incidentalmente, el % en masa relacionado a una composición química se describe simplemente como % .

Los presentes inventores seriamente estudiaron la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene vainita adecuada para la aplicación a un miembro que se requiere tenga trabajabilidad, capacidad de expansión del agujero, capacidad de flexión, estricta uniformidad de espesor de lámina y circularidad después del trabajado, y tenacidad a baja temperatura, en términos de traba abilidad y el logro adicional de isotropia y tenacidad a baja temperatura. Como consecuencia, se obtuvo el siguiente conocimiento novedoso.

Primero, para obtener la isotropia (anisotropia decreciente) , se evita la formación de una textura de transformación a partir de austenita no recristalizada, que es la causa de anisotropia. A fin de lograrlo, es necesario promover la recristalización de la austenita después de la laminación de acabado. Como lo que significa, es efectivo un programa de paso de laminación óptimo en la laminación de acabado y el logro de la alta temperatura de una temperatura de laminación.

Después, para mejorar la tenacidad a baja temperatura, es efectivo hacer granos finos en cada fractura de una fractura frágil, a saber el refinamiento de grano en cada microestructura . Para esto, es efectivo incrementar los sitios de nucleación para a al momento de la transformación de ? a a, y se vuelve necesario incrementar los limites de grano del cristal de la austenita que pueden ser los sitios de nucleación y la densidad de dislocación.

Como lo que significa, se vuelve necesario realizar la laminación en una temperatura del punto de transformación de ? a a o mayor y en una temperatura tan baja como sea posible, a saber para hacer que la austenita permanezca no recristalizada y en un estado de una fracción de no recristalización que es alta, para provocar la transformación de ? a a. Esto es porque los granos de austenita después de la recristalización crecen rápidamente en una temperatura de recristalización, se vuelven gruesos durante un tiempo extremadamente corto, y se vuelven gruesos incluso en una fase o¡ después de la transformación de 5 y a a para provocar por consiguiente un deterioro significativo de la tenacidad.

Los presentes inventores inventaron un método de laminación en caliente completamente nuevo capaz de, en un nivel más alto, balancear la isotropia y la tenacidad a baja 10 temperatura, que se consideraban difíciles de lograr debido a que resultaron en condiciones opuestas entre sí por un medio de laminación en caliente normal.

Primero, por lo que respecta a la isotropia, los presentes inventores obtuvieron el siguiente conocimiento 15 acerca de la relación entre la isotropia y la textura.

A fin de obtener la uniformidad de espesor de lámina y la circularidad que satisfacen una propiedad de la parte en un estado donde la lámina de acero permanece trabajada sin ser sometida a procesos de desbarbado y corte, se necesita que al 20 menos un índice isotrópico (=l/|Ar|) sea 3.5 o más.

Aquí, el índice isotrópico se obtiene de tal manera que v. la lámina de acero se trabaja en una probeta No. 5 descrita en JIS Z 2201 y la probeta se somete a una prueba por el método descrito en JIS Z 2241. l/|Ar| que es el índice isotrópico se 25 define como Ar = (rL - 2 x r45 + rC)/2, donde las proporciones de deformación plástica (valores r: valores de Lankford) en una dirección de laminación, en una dirección de 45° con respecto a la dirección de laminación, y en una dirección de 90° con respecto a la dirección de laminación (dirección de anchura de la lámina) se definen como rL, r45, y rC respectivamente .

Orientación del cristal Como se muestra en la FIGURA 1, el índice isotrópico (= l/|Ar|) satisface 3.5 o más en tanto un valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> representado por las orientaciones de cristal respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110> en una porción del centro del espesor de lámina que es un rango de 5/8 a 3/8 en el espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero sea 4.0 o menos. En tanto el índice isotrópico sea 6.0 o más deseablemente, la uniformidad de espesor de lámina y la circularidad que satisfacen suficientemente la propiedad de la parte en un estado donde la lámina de acero permanece trabajada se pueden obtener incluso aunque se consideren variaciones en un arrollamiento. Por consiguiente, el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> es deseablemente 2.0 o menos.

La densidad de polo es sinónima con una proporción de intensidad aleatoria de rayos X. La densidad de polo (proporción de intensidad aleatoria de rayos X) es un valor numérico obtenido midiendo las intensidades de rayos X de una muestra estándar que no tiene concentración en una orientación especifica y una muestra de prueba bajo las mismas condiciones mediante difractometria de rayos X o similares y dividiendo la intensidad de rayos X obtenida de la muestra de prueba por la intensidad de rayos X de la muestra estándar. Esta densidad de polo se puede medir por cualquiera de difractometria de rayos X, un método EBSP (Patrón de Difracción de Electrones por Retrodispersión) , y un método ECP (Patrón de Canalización de Electrones) .

Por lo que respecta a la densidad de polo del grupo de orientación (100}<011> a {223}<110>, por ejemplo, las densidades de polo de las orientaciones respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> se obtienen a partir de una textura tridimensional (ODF) calculada por un método de expansión de series utilizando una pluralidad (preferiblemente tres o más) de figuras de polo de entre las figuras de polo de '{110}, {100}, {211}, y {310} medidas por el método, y estas densidades de polo se promedian aritméticamente, y por consiguiente se obtiene la densidad de polo del grupo de orientación anteriormente descrito. Incidentalmente, cuando es imposible obtener las intensidades de todas las orientaciones ' anteriormente descritas, el promedio aritmético de las densidades de polo de las orientaciones respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> también se puede utilizar como un sustituto.

Por ejemplo, para la densidad de polo de cada una de las orientaciones de cristal anteriormente descritas, cada una de las intensidades de (001) [1-10], (116) [1-10], (114) [1-10], (113) [1-10], (112) [1-10], (335) [1-10], y (223) [1-10] en una sección trasversal f2= 45° en la textura tridimensional se puede utilizar tal como está.

De modo semejante, como se muestra en la FIGURA 2, en tanto la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> en la porción del centro del espesor de lámina que es el rango de 5/8 a 3/8 en el espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero sea 4.8 o menos, el índice isotrópico satisface 3.5 o más. En tanto el índice isotrópico sea 6.0 o más deseablemente, la uniformidad de espesor de lámina y la circularidad que satisfacen suficientemente la propiedad de la parte en un estado donde la lámina de acero permanece trabajada se pueden obtener incluso aunque se consideren variaciones en un arrollamiento. Por consiguiente, la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> es deseablemente 3.0 o menos.

Con respecto a la muestra a ser sometida a la difractometría de rayos X, el método EBSP, o el método ECP, la lámina de acero se reduce en espesor hasta un espesor de lámina predeterminado desde la superficie mediante pulido mecánico o similares. Posteriormente, la tensión se remueve mediante pulido químico, pulido electrolítico, o similares, y la muestra se fabrica de tal manera que en el rango de 5/8 a 3/8 en el espesor de la lámina, un plano apropiado se vuelve un plano de medición. Por ejemplo, en una pieza de acero en un tamaño de 30 mm f cortada de la posición de 1/4 W o 3/4 W de la anchura W de la lámina, se realiza el esmerilado con acabado fino (aspereza promedio de la línea central Ra: 0.4a a 1.6a). Posteriormente, mediante pulido químico o pulido electrolítico, se remueve la tensión, y se fabrica la muestra a ser sometida a la difractometria de rayos X. Con respecto a la dirección de anchura de la lámina, la pieza de acero deseablemente se toma a partir de, de la lámina de acero, la posición de 1/4 o 3/4 desde una porción extrema.

Naturalmente, la densidad de polo satisface el rango limitado de densidad de polo anteriormente descrito no sólo en la porción del centro del espesor de lámina que es el rango de 5/8 a 3/8 en el espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero, sino también en tantas posiciones de espesor como sea posible, y por consiguiente se mejora adicionalmente la función dúctil local (elongación local) . Sin embargo, el rango de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero se mide, para posibilitar por consiguiente representar generalmente la propiedad del material de la lámina de acero entera. De esta manera, 5/8 a 3/8 del espesor de lámina se define como el" rango de medición.

Incidentalmente, la orientación de cristal representada por {hkl}<uvw> significa que la dirección normal del plano de la lámina de acero es paralela a <hkl> y la dirección de laminación es paralela a <uvw>. Con respecto a la orientación de cristal, normalmente, la orientación vertical al plano de la lámina se representa por [hkl] o {hkl} y la orientación paralela a la dirección de laminación se representa por (uvw) o <uvw>. {hkl}, <uvw>, etcétera, son términos genéricos para planos equivalentes, y [hkl], (uvw) indica cada uno un plano de cristal individual. Es decir, en la presente invención, se tiene como objetivo una estructura cúbica centrada en el cuerpo, y de esta manera, por ejemplo, los planos (111) , (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (í-i-i), y (-1-1-1) son equivalentes para imposibilitar hacerlos diferentes. En tal caso, estas orientaciones se refieren genéricamente como {111}. En una representación ODF, [hkl] (uvw) también se utiliza para representar orientaciones de otras estructuras de cristal de baja simetría, y de esta manera es general representar cada orientación como [hkl] (uvw) , pero en la presente invención, [hkl] (uvw) y {hkl}<uvw> son sinónimos entre sí. La medición de la orientación de cristal mediante rayos X se realiza de acuerdo con el método descrito en, por ejemplo, Cullity, Elements of X-ray Diffraction, nueva edición (publicada en 1986, traducida por MATSUMURA, Gentaro, publicada por AGNE Inc.) en las páginas 274 a 296.

Diámetro del grano de cristal promedio Posteriormente, los presentes inventores examinaron la tenacidad a baja temperatura.

La FIGURA 3 muestra la relación entre un diámetro del grano de cristal promedio y vTrs (una temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy) . A medida que el diámetro del grano de cristal promedio es más pequeño, vTrs se vuelve baja en temperatura, y se mejora la tenacidad en baja temperatura. En tanto el diámetro del grano de cristal promedio sea 10 µp\ o menos, vTrs se vuelve -20°C o menos como un objetivo, y de esta manera la presente invención es lo suficientemente durable para ser utilizada en un distrito frío.

Incidentalmente, la tenacidad a baja temperatura se evaluó por la vTrs (la temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy) obtenida mediante una prueba de impacto Charpy de muesca en V. En la prueba de impacto Charpy de muesca en V, una probeta se hizo con base en JISZ2202 y la prueba se realizó de acuerdo con el contenido definido en JISZ2242, y se midió vTrs .

Adicionalmente, la tenacidad a baja temperatura es afectada en gran medida por el diámetro del grano de cristal promedio de la estructura, y de esta manera también se realizó la medición del diámetro del grano de cristal promedio en la porción del centro del espesor de lámina. Una micromuestra se cortó para tener un diámetro del grano de cristal y la microestructura de la misma se midió utilizando EBSP-OIM™ (Microscopía de Imagen Orientacional utilizando Patrones de Difracción de Electrones Retrodispersados) . La micromuestra se pulió utilizando un abrasivo de sílice coloidal durante 30 hasta 60 minutos para ser hecha y se sometió a una medición EBSP bajo condiciones de medición de 400 magnificaciones, área de 160 µp? x 256 µ??, y un paso de medición de 0.5 µp?.

El método EBSP-OIM™ está constituido por un dispositivo y software en donde una muestra -altamente inclinada- en un microscopio electrónico de barrido (SEM) es irradiada con haces electrónicos, un patrón Kikuchi formado por la retrodispersión es fotografiado por una cámara altamente sensitiva y es procesado en imagen por una computadora, y por consiguiente se mide una orientación de cristal en un punto de irradiación durante un corto periodo de tiempo.

En el método EBSP, es posible analizar cuantitativamente una microestructura y una orientación de cristal de una superficie de la muestra global. Un área de análisis del método EBSP es un área capaz de ser observada por el SEM. Es posible analizar el área con una resolución mínima de 20 nm mediante el método EBSP, dependiendo de la resolución del SEM. El análisis se realiza asignando un área a ser analizada a decenas de miles de puntos de cuadricula igualmente espaciados. Es posible observar las distribuciones de la orientación de cristal y los tamaños de los granos de cristal dentro de la muestra en un material policristalino .

En la presente invención, a partir de una imagen asignada de tal manera que una diferencia de orientación entre los granos de cristal se define como 15° que es un valor de umbral de un limite de grano de ángulo de inclinación grande reconocido generalmente como un limite del grano de cristal, los granos de cristal fueron visualizados y se obtuvo el diámetro del grano de cristal promedio. Aqui, el "diámetro del grano de cristal promedio" es un valor obtenido por la EBSP-OIM™.

Como se describe anteriormente, los presentes inventores revelaron los requerimientos respectivos necesarios para la lámina de acero para obtener la isotropia y la tenacidad a baja temperatura.

El diámetro del grano de cristal promedio directamente relacionado a la tenacidad a baja temperatura se vuelve pequeño a medida que una temperatura de acabado de la laminación de acabado es más baja, y de esta manera se mejora la tenacidad a baja temperatura. Sin embargo, el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> en la porción del centro del espesor de lámina correspondiente a 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113>, que son uno de los factores de control de la isotropia, están inversamente correlacionados al diámetro del grano de cristal promedio. Es decir, es la relación en la cual cuando el diámetro del grano de cristal promedio se disminuye a fin de mejorar la tenacidad a baja temperatura, el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> se incrementan y de esta manera se deteriora la isotropia. La técnica que logra la isotropia y la tenacidad a baja temperatura no ha sido divulgada hasta ahora en absoluto.

Los presentes inventores seriamente examinaron la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, adecuada para la aplicación a un miembro que se requiere tenga trabajabilidad, capacidad de expansión del agujero, capacidad de flexión, estricta uniformidad de espesor de lámina y circularidad después del trabajado, y tenacidad a baja temperatura y que permite que se logren la isotropia y la tenacidad a baja temperatura y un método de fabricación de la misma. Como resultado, los presentes inventores pensaron acerca de una lámina de acero laminada en caliente hecha de las siguientes condiciones y un método de fabricación de la misma .

Composición química Primero, se explicarán las razones para limitar una composición química de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita de la presente invención, (la cual a partir de ahora se referirá algunas veces como una "lámina de acero laminada en caliente de la presente invención").

C: mayor que 0.07 a 0.2% El C es un elemento que contribuye a incrementar la resistencia del acero, pero es también un elemento que genera carburo a base de hierro tal como la cementita (Fe3C) a ser el punto de partida del agrietamiento al momento de la expansión del agujero. Cuando C es 0.07% o menos, no es posible obtener un efecto de mejora de la resistencia mediante una fase de generación de transformación de baja temperatura. Por otra parte, cuando C excede 0.2%, la segregación central se vuelve notable y se incrementa el carburo a base de hierro tal como la cementita (Fe3C) a ser el punto de partida del agrietamiento en una superficie de corte secundaria al momento de la perforación, dando como resultado que se deteriore una propiedad de perforación. Por consiguiente, C se establece a mayor que 0.07 a 0.2%. Cuando se considera el balance entre la resistencia y la ductilidad, el C es deseablemente 0.15% o menos .

Si: 0.001 a 2.5% El Si es un elemento que contribuye a incrementar la resistencia del acero y también tiene una parte como un material desoxidante de acero fundido, y de esta manera se agrega según sea necesario. Cuando el Si es 0.001% o más, se exhibe el efecto anteriormente descrito, pero cuando Si excede 2.5%, se satura un efecto que incrementa la resistencia. Por consiguiente, el Si se establece a 0.001 a 2.5%.

Adicionalmente, al ser mayor que 0.1%, el Si, con un incremento en el contenido, suprime la precipitación del carburo a base de hierro tal como la cementita y contribuye a mejorar la resistencia y a mejorar la capacidad de expansión del agujero. Sin embargo, cuando Si excede 1.0%, se satura un efecto de suprimir la precipitación del carburo a base de hierro. Por consiguiente, el Si es preferiblemente mayor que 0.1 a 1.0%.

Mn: 0.01 a 4% El Mn es un elemento que contribuye a mejorar la resistencia mediante el fortalecimiento de la solución sólida y el fortalecimiento del apagado y se agrega según sea necesario. Cuando el Mn es menor que 0.01%, no se puede obtener su efecto de adición, y cuando el Mn excede 4%, por otra parte, se satura el efecto de adición, y de esta manera el Mn se establece a 0.01 a 4%.

A fin de suprimir la ocurrencia del agrietamiento en caliente mediante S, cuando los elementos aparte de Mn no se agregan suficientemente, deseablemente se agrega la cantidad de Mn que permite que la cantidad de Mn (% en masa) ( [Mn] ) y la cantidad de S (% en masa) ( [S] ) satisfagan [Mn]/[S] 20. Adicionalmente, el Mn es un elemento que, con un incremento en el contenido, expande una temperatura de la región de austenita a un lado de temperatura baja, mejora la endurecibilidad, y facilita la formación de una estructura de transformación de enfriamiento continuo que tiene excelente rebabado. Cuando el Mn es menor que 1%, este efecto no se exhibe fácilmente, y de esta manera el Mn es deseablemente 1% o más .

P: 0.15% o menos El P es una impureza contenida en el hierro fundido, y es un elemento que se segrega en los limites de grano y disminuye la tenacidad. Por esta razón, es deseable que P sea pequeña, ya que al exceder 0.15%, P afecta adversamente la trabajabilidad y la soldabilidad, y de esta manera P se establece a 0.15% o menos. Particularmente, cuando se consideran la capacidad de expansión del agujero y la soldabilidad, P es deseablemente 0.02% o menos. Incidentalmente, es difícil establecer P a 0% en términos de operación, y de esta manera no se incluye 0%.

S: 0.03% o menos El S es una impureza contenida en el hierro fundido, y es un elemento que no sólo causa agrietamiento al momento de la laminación en caliente sino también genera una inclusión a base de A que deteriora la capacidad de expansión del agujero. Por esta razón, S se debería disminuir lo más posible, pero en tanto S sea 0.03% o menos, cae dentro de un rango permisible, y de esta manera S se establece a 0.03% o menos. Sin embargo, cuando se necesita la capacidad de expansión del agujero a tal grado, el S es preferiblemente 0.01% o menos, y es más preferiblemente 0.005% o menos. Incidentalmente, es difícil establecer el S a 0% en términos de operación, y de esta manera no se incluye 0%.

Al: 0.001 a 2% Para la desoxidación del acero fundido en un proceso de refinamiento del acero, se agrega 0.001% o más de Al, pero el límite superior se establece a 2% debido a que se provoca un incremento en el costo. Cuando el Al se agrega en grandes cantidades, el contenido de inclusiones no metálicas se incrementa y la ductilidad y la tenacidad se deterioran, y de esta manera el Al es deseablemente 0.06% o menos. Es más deseablemente 0.04% o menos.

El Al es un elemento que tiene una función de suprimir la precipitación del carburo a base de hierro tal como la cementita en la estructura, de modo semejante al Si. Para obtener este efecto de función, el Al es deseablemente 0.016% o más. Es más deseablemente 0.016 a 0.04%.

N: 0.01% o menos El N es un elemento que debería disminuirse lo más posible, pero en tanto el N sea 0.01% o menos, cae dentro de un rango permisible. En términos de resistencia al envejecimiento, sin embargo, el N es deseablemente 0.005% o menos. Incidentalmente, es difícil establecer el N a 0% en términos de operación, y de esta manera no se incluye 0%.

La lámina de acero laminada en caliente de la presente invención también puede contener un tipo o dos o más tipos de Ti, Nb, Cu, Ni, Mo, V, y Cr según sea necesario. La lámina de acero laminada en caliente de la presente invención también puede adicionalmente contener un tipo o dos o más tipos de Mg, Ca, y REM.

A partir de ahora, se explicarán las razones para limitar las composiciones químicas de los elementos anteriormente descritos .

El Ti, Nb, Cu, Ni, Mo, V, y Cr son cada uno un elemento que mejora la resistencia mediante fortalecimiento de precipitación o fortalecimiento de la solución sólida, y también se puede agregar un tipo o dos o más tipos de estos elementos .

Sin embargo, cuando el Ti es menor que 0.015%, el Nb es menor que 0.005%, el Cu es menor que 0.02%, el Ni es menor que 0.01%, el Mo es menor que 0.01%, el V es menor que 0.01%, y el Cr es menor que 0.01%, sus efectos de adición no se pueden obtener suficientemente.

Por otra parte, cuando el Ti es mayor que 0.18%, el Nb es mayor que 0.06%, el Cu es mayor que 1.2%, el Ni es mayor que 0.6%, el o es mayor que 1%, el V es mayor que 0.2%, y el Cr es mayor que 2%, los efectos de adición se saturan y la eficiencia económica decrece. Por consiguiente, es deseable que el Ti sea 0.015 a 0.18%, el Nb sea 0.005 a 0.6%, el Cu sea 0.02 a 1.2%, el Ni sea 0.01 a 0.6%, el Mo sea 0.01 a 1%, el V sea 0.01 a 0.2%, y el Cr sea 0.01 a 2%.

El Mg, Ca, y REM (elemento de tierras raras) son cada uno un elemento que controla la forma de las inclusiones no metálicas a ser el punto de partida de la fractura para causar el deterioro de la trabaj abilidad y mejora la traba abilidad, y también se puede agregar un tipo o dos o más tipos de estos elementos. Cuando el Mg, Ca, y REM son cada uno menos de 0.0005%, no se exhiben sus efectos de adición.

Por otra parte, cuando el Mg es mayor que 0.01%, el Ca es mayor que 0.01%, y el REM es mayor que 0.1%, los efectos de adición se saturan y la eficiencia económica decrece. Por consiguiente, es deseable que el Mg sea 0.0005 a 0.01%, el Ca sea 0.0005 a 0.01%, y el REM sea 0.0005 a 0.1%.

Incidentalmente, la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención también puede contener 1% o menos en total de un tipo o dos o más tipos de Zr, Sn, Co, Zn, y W dentro de un rango que no deteriora las características de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención. Sin embargo, el Sn es deseablemente 0.05% o menos a fin de suprimir la ocurrencia de una imperfección al momento de la laminación en caliente.

B: 0.0002 a 0.002% El B es un elemento que incrementa la endurecibilidad e incrementa una fracción estructural de la fase de generación de transformación de baja temperatura que es una fase dura y de esta manera se agrega según sea necesario. Cuando el B es menor que 0.0002%, no se puede obtener su efecto de adición, y cuando el B excede 0.002%, por otra parte, se satura el efecto de adición, y además existe un riesgo que se suprima la recristalización de la austenita en la laminación en caliente y la textura de transformación de ? a a de la austenita no recristalizada se fortalezca para deteriorar la isotropia. Por consiguiente, el B se establece a 0.0002 a 0.002%.

Adicionalmente, el B es también un elemento que provoca el agrietamiento de la losa en un proceso de enfriamiento después de la colada continua, y desde este punto de vista, es deseablemente 0.0015% o menos. Es deseablemente 0.001 a 0.0015%.

Microestructura A continuación, se explicarán en detalle los factores metalúrgicos tales como una microestructura de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención.

La microestructura de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención está compuesta de 35% o menos en una fracción estructural de ferrita pro-eutectoide y un balance de la fase de generación de transformación de baja temperatura. La fase de generación de transformación de baja temperatura significa una estructura de transformación de enfriamiento continuo, y es una estructura reconocida como bainita en general.

Generalmente, se comparan láminas de acero que tienen la misma resistencia a la tracción, y posteriormente donde una microestructura es una estructura uniforme ocupada por una estructura tal como la estructura de transformación de enfriamiento continuo, la microestructura muestra una tendencia a ser excelente en la elongación local como es tipificado por un valor de expansión del agujero, por ejemplo. Donde la microestructura es una estructura compleja compuesta de ferrita pro-eutectoide que es una fase suave y una fase de generación de transformación de baja temperatura dura (estructura de transformación de enfriamiento continuo, incluyendo martensita en MA) , la microestructura muestra una tendencia a ser excelente en elongación uniforme que se tipifica por un valor n del coeficiente de endurecimiento durante la operación.

En la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención, la microestructura se diseña para ser la estructura compleja compuesta de 35% o menos en una fracción estructural de ferrita pro-eutectoide y un balance de la fase de generación de transformación de baja temperatura a fin de balancear finalmente la elongación local como se tipifica por la capacidad de flexión y la elongación uniforme.

Cuando la ferrita pro-eutectoide es mayor que 35%, la capacidad de flexión que es un índice de la elongación local disminuye significativamente, pero la elongación uniforme no ha mejorado tanto, y de esta manera se deteriora el balance entre la elongación local y la elongación uniforme. El límite inferior de la fracción estructural de la ferrita pro-eutectoide no está limitado en particular, pero cuando la fracción estructural es 5% o menos, una disminución en la elongación uniforme se vuelve significativa, y de esta manera la fracción estructural de la ferrita pro-eutectoide es preferiblemente mayor que 5%.

La estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura) de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención es una microestructura definida como una estructura de transformación posicionada en la mitad de una microestructura que contiene ferrita poligonal y perlita a ser generada por un mecanismo difusivo y martensita a ser generada por un mecanismo de corte no difusivo, según se describe en Recent Research on Bainitic Microstructures and Transformation Behavior of Low Carbón Steels - Reporte final del Bainite Research Committee, Bainite Research Committee/Edition, Society of basic research, The Iron and Steel Institute of Japan (en 1994, The Iron and Steel Institute of Japan) ("literatura de referencia").

Es decir, la estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura) se define como una microestructura principalmente compuesta de ferrita Bainitica (a°?) , ferrita bainitica Granular (a?) , y ferrita Cuasi-poligonal ( q) , y que contiene adicionalmente una pequeña cantidad de austenita retenida (?G) y Martensita-austenita (MA) según se describe en la literatura de referencia anteriormente descrita en las páginas 125 a 127 como una estructura de observación microscópica óptica.

Incidentalmente, de modo semejante a la ferrita poligonal (PF), una estructura interna de q no aparece mediante grabando al aguafuerte, pero una forma de aq es acicular, y definitivamente se distingue de PF. Aquí, de un grano de cristal que se tiene como objetivo, una longitud periférica se establece a lq y un diámetro equivalente de circulo se establece a dq, y posteriormente un grano que tiene una proporción (lq/dq) que satisface lq/dq = 3.5 es aq.

La estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura) de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención es una microestructura que contiene un tipo o dos o más tipos de a°?, B, y aq. Adicionalmente, la estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura) de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención también puede contener adicionalmente uno de una pequeña cantidad de ?G y MA, o ambos, además de un tipo o dos o más tipos de a°B, o¡B, y aq. Incidentalmente, el contenido total de ?G y MA se establece a 3% o menos en una fracción estructural .

Hay algunas ocasiones un caso que la estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura) no es fácilmente percibida por la observación mediante el microscopio óptico en el grabado al aguafuerte utilizando un reactivo nital. En tal caso, se percibe utilizando la EBSP-OIM™. El método EBSP-OIM™ (Microscopía de Imagen Orientacional utilizando Patrones de Difracción de Electrones Retrodispersados ) está constituido por un dispositivo y software en que una muestra altamente inclinada en un microscopio electrónico de barrido (Microscopio Electrónico de Barrido) es irradiada con haces electrónicos, un patrón Kikuchi formado por la retrodispersión es fotografiado por una cámara altamente sensitiva y es procesado en imagen por una computadora, y por consiguiente se mide una orientación de cristal en un punto de irradiación durante un corto periodo de tiempo.

En el método EBSP, es posible analizar cuantitativamente una microestructura y una orientación de cristal de una superficie de la muestra global. En tanto un área a ser analizada por el método EBSP esté dentro de un área capaz de ser observada por el SEM, es posible analizar el área con una resolución mínima de 20 nm, dependiendo de la resolución del SEM.

El análisis mediante el método EBSP-OIM™ se realiza asignando un área a ser analizada a decenas de miles de puntos de cuadricula igualmente espaciados. Es posible observar las distribuciones de la orientación de cristal y los tamaños de los granos de cristal dentro de la muestra en un material policristalino . En la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención, uno perceptible a partir de una imagen asignada con una diferencia de orientación entre los paquetes definidos como 15° también se puede definir como un diámetro de grano de la estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura) por conveniencia. En este caso, un límite de grano de ángulo de inclinación grande que tiene una diferencia de orientación de cristal de 15° o más se define como un límite de grano.

Adicionalmente, la fracción estructural de ferrita pro- eutectoide se obtuvo mediante un método de Desorientaciones Relativas Promedio del Núcleo (KAM) que está equipado con la EBSP-OIM™. El método KAM es que un cálculo, en que las diferencias de orientación entre los pixeles de primeras aproximaciones que son seis pixeles adyacentes de un cierto hexágono regular de datos de medición, o segundas aproximaciones que son 12 pixeles posicionados fuera de los seis pixeles, o terceras aproximaciones que son 18 pixeles posicionados adicionalmente fuera de los 12 pixeles se promedian y un valor obtenido se establece a un valor del pixel central, se realiza con respecto a cada pixel.

Este cálculo se realiza a fin de no exceder un limite de grano, posibilitando por consiguiente crear un mapa que representa un cambio de orientación dentro de un grano. Es decir, este mapa representa una distribución de tensión con base en un cambio de orientación local dentro de un grano. Nótese que en el análisis, la condición de que en la EBSP-OIM™ se calcula la diferencia de orientación entre pixeles adyacentes se establece a la tercera aproximación y se despliega uno que tiene esta diferencia de orientación que es 5o o menos.

En los ejemplos de la presente invención, la condición de que en la EBSP-OIM (marca registrada) se calcula la diferencia de orientación entre pixeles adyacentes se establece a la tercera aproximación y esta diferencia de orientación se establece a 5 o o menos, y la tercera aproximación de la diferencia de orientación anteriormente descrita es mayor que Io, que se define como la estructura (Zw) de transformación de enfriamiento continuo (fase de generación de transformación de baja temperatura), y es Io o menos, que se define como ferrita. Esto es porque la ferrita pro-eutectoide poligonal transformada en alta temperatura se genera en una transformación de difusión, y de esta manera una densidad de dislocación es pequeña y la tensión dentro del grano es pequeña, y de esta manera, una diferencia dentro del grano en la orientación de cristal es pequeña, y de acuerdo con los resultados de diversos exámenes que se han realizado hasta ahora por los presentes inventores, una fracción de volumen de la ferrita poligonal obtenida mediante la observación del microscopio óptico y una fracción de área de un área obtenida por Io o menos de la tercera aproximación de la diferencia de orientación medida por el método KA sustancialmente están de acuerdo entre si.

Método de fabricación A continuación, se explicarán las condiciones de un método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención (el cual se referirá a partir de ahora como un "método de fabricación de la presente invención") .

Los presentes inventores exploraron las condiciones de la laminación en caliente haciendo recristalizar la austenita suficientemente después de la laminación de acabado o durante la laminación de acabado a fin de asegurar la isotropia pero suprimiendo el crecimiento de grano de los granos recristalizados lo más posible y logrando la isotropia y la tenacidad a baja temperatura.

Primero, en el método de fabricación de la presente invención, un método de fabricación de una palanquilla de acero a ser realizado antes de un proceso de laminación en caliente no está particularmente limitado. Es decir, en el método de fabricación de la palanquilla de acero, con posterioridad a un proceso de fusión mediante un horno de cuba, un convertidor de acero, un horno eléctrico, o similares, en diversos procesos de refinamiento secundario, se realiza un ajuste de componentes a fin de ser una composición química que se tiene como meta. Posteriormente, también se puede realizar un proceso de colada mediante colada continua normal, o colada mediante un método de lingote, o adicionalmente un método tal como la colada de losa delgada.

Incidentalmente, también se puede utilizar una chatarra para una materia prima. Adicionalmente, cuando una losa se obtiene mediante colada continua, la losa se puede transferir directamente a un tren de laminación en caliente como está en un estado de losa colada de alta temperatura, o también se puede enfriar hasta una temperatura ambiente y posteriormente recalentar en un horno de calentamiento, y posteriormente laminar en caliente.

La losa obtenida por el método de fabricación anteriormente descrito se calienta en un proceso de calentamiento de losa antes del proceso de laminación en caliente, pero en el método de fabricación de la presente invención, una temperatura de calentamiento no está determinada en particular. Sin embargo, cuando la temperatura de calentamiento es mayor que 1260°C, un rendimiento disminuye debido a las incrustaciones, y de esta manera la temperatura de calentamiento es preferiblemente 1260°C o menos. Por otra parte, cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1150°C, la eficiencia operacional se deteriora significativamente en términos de un programa, y de esta manera la temperatura de calentamiento es deseablemente 1150 °C o mayor.

Adicionalmente, un periodo de tiempo de calentamiento en el proceso de calentamiento de losa no está determinado en particular, pero en términos de evitar la segregación central y similares, después de que la temperatura alcanza una temperatura de calentamiento predeterminada, la temperatura de calentamiento deseablemente se mantiene durante 30 minutos o más. Sin embargo, cuando la losa colada después de sometida a la colada se transfiere directamente a un tren de laminación en caliente como está en un estado de losa colada de alta temperatura para ser laminada, el periodo de tiempo de calentamiento no está limitado a éste.

Primera laminación en caliente Después del proceso de calentamiento de losa, la losa extraída del horno de calentamiento se somete a un proceso de laminación en bruto que es la primera laminación en caliente para ser laminada en caliente sin tener que esperar, y por consiguiente se obtiene una barra en bruto.

El proceso de laminación en bruto (primera laminación en caliente) se realiza en una temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C por las razones a ser explicadas debajo. Cuando un temperatura de acabado de la laminación en bruto es menor que 1000°C, la reducción se realiza en un estado donde la vecindad de una capa superficial de la barra en bruto está en una región de temperatura de no recristalización, se desarrolla la textura, y se deteriora la isotropia. Adicionalmente, la resistencia a la deformación en caliente en la laminación en bruto incrementa, para causar por consiguiente un riesgo que se provoca un impedimento a la operación de laminación en bruto.

Por otra parte, cuando la temperatura de acabado de la laminación en bruto es mayor que 1200°C, el diámetro del grano de cristal promedio se incrementa para disminuir la tenacidad. Adicionalmente, una incrustación secundaria a ser generada durante la laminación en bruto crece bastante, para dificultar por consiguiente remover la incrustación en el decapado o la laminación de acabado a ser realizada más tarde. Cuando la temperatura de acabado de la laminación en bruto es mayor que 1150°C, algunas veces existe un caso que se extraen las inclusiones y se deteriora la capacidad de expansión del agujero, y de esta manera es deseablemente 1150°C o menos.

Adicionalmente, en el proceso de laminación en bruto (primera laminación en caliente) , en un rango de temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C, la laminación en una proporción de reducción de 40% o más se realiza una vez o más. Cuando la proporción de reducción en el proceso de laminación en bruto es menor que 40%, el diámetro del grano de cristal promedio se incrementa y la tenacidad disminuye. Cuando la proporción de reducción es 40% o más, el diámetro del grano de cristal se vuelve uniforme y pequeño. Por otra parte, cuando la proporción de reducción es mayor que 65%, existe algunas veces un caso que las inclusiones se extraen y la capacidad de expansión del agujero se deteriora, y de esta manera es deseablemente 65% o menos. Incidentalmente, en la laminación en bruto, cuando la proporción de reducción en una etapa final y la proporción de reducción en una etapa previa a la etapa final son menos de 20%, el diámetro del grano de cristal promedio se incrementa fácilmente, y de esta manera en la laminación en bruto, la proporción de reducción en la etapa final y la proporción de reducción en la etapa previa a la etapa final son deseablemente 20% o más.

Incidentalmente, en términos de disminuir el diámetro del grano de cristal promedio de un producto final, un diámetro de grano de austenita después de la laminación en bruto, a saber, antes de la laminación de acabado es importante y el diámetro de grano de austenita antes de la laminación de acabado es deseablemente pequeño.

En tanto el diámetro de grano de austenita antes de la laminación de acabado sea 200 im o menos, es posible promover en gran medida el refinamiento de grano y la homogenización. Para obtener eficientemente este efecto promotor, el diámetro de grano de austenita deseablemente se establece a 100 µ?? o menos. A fin de lograrlo, la laminación en una proporción de reducción de 40% o más deseablemente se realiza dos o más veces en el proceso de laminación en bruto. Sin embargo, cuando en el proceso de laminación en bruto, la laminación se realiza más de 10 veces, existe una preocupación que la temperatura disminuya o se genere excesivamente una incrustación .

De esta manera, se disminuye el diámetro de grano de austenita antes de la laminación de acabado, lo cual es efectivo para promover la recristalización de la austenita en la laminación de acabado más tarde. Se supone que esto es porque un limite de grano de austenita después de la laminación en bruto (a saber, antes de la laminación de acabado) funciona como uno de los núcleos de recristalización durante la laminación de acabado.

El diámetro de grano de austenita después de la laminación en bruto se mide como sigue. Es decir, la palanquilla de acero (barra en bruto) después de la laminación en bruto (antes de ser sometida a la laminación de acabado) se apaga lo más posible, y deseablemente se enfria en una tasa de enfriamiento de 10°C/segundo o más. La estructura de una sección transversal de la palanquilla de acero enfriada es grabada al aguafuerte para hacer aparecer los limites de grano de austenita, y los limites de grano de austenita se miden mediante un microscopio óptico. En esta ocasión, en 50 magnificaciones o más, se miden 20 campos visuales o más mediante el análisis de la imagen o un método de conteo de puntos.

Las barras en bruto obtenidas después de la completación del proceso de laminación en bruto también se pueden unir entre el proceso de laminación en bruto y un proceso de laminación de acabado para entonces tener la laminación sin fin tal que el proceso de laminación de acabado se realice continuamente sobre las mismas. En esta ocasión, las barras en bruto también se pueden arrollar en una forma de arrollamiento, almacenar en una cubierta que tiene una función de aislamiento de calor según sea necesario, y desarrollar nuevamente para ser unidas.

En la ocasión del proceso de laminación en caliente, las variaciones de temperatura de la barra en bruto en una dirección de laminación, en una dirección de anchura de la lámina, y en una dirección de espesor de la lámina deseablemente se controlan para ser pequeñas. En este caso, según sea necesario, un aparato de calentamiento capaz de controlar las variaciones de temperatura de la barra en bruto en la dirección de laminación, en la dirección de anchura de la lámina, y en la dirección de espesor de la lámina se puede disponer entre un tren de laminación en bruto en el proceso de laminación en bruto y un tren de laminación de acabado en el proceso de laminación de acabado, o entre estaciones respectivas en el proceso de laminación de acabado, y por consiguiente se puede calentar la barra en bruto.

Como un sistema del aparato de calentamiento, son concebibles diversos sistemas de calentamiento tales como calentamiento con gas, calentamiento eléctrico, y calentamiento por inducción, pero en tanto el sistema de calentamiento posibilite controlar las variaciones de temperatura de la barra en bruto en la dirección de laminación, en la dirección de anchura de la lámina, y en la dirección de espesor de la lámina para ser pequeñas, también se puede utilizar cualquiera de los sistemas bien conocidos.

Incidentalmente, como el sistema del aparato de calentamiento, se prefiere un sistema de calentamiento por inducción que tiene una respuesta de control de temperatura industrialmente buena. Si entre diversos sistemas de calentamiento por inducción ' se instala una pluralidad de aparatos de calentamiento por inducción de tipo transversal capaces de ser desplazados en la dirección de anchura de la lámina, una distribución de temperatura en la dirección de anchura de la lámina se puede controlar arbitrariamente de acuerdo con la anchura de la lámina, y de esta manera son más preferidos los aparatos de calentamiento por inducción de tipo transversal. Adicionalmente, como el sistema del aparato de calentamiento, un aparato de calentamiento constituido por la combinación de un aparato de calentamiento por inducción de tipo transversal y un aparato de calentamiento por inducción de tipo solenoide que sobresale en calentamiento a través de la anchura entera de la lámina es el más preferido.

Cuando la temperatura se controla utilizando estos aparatos de calentamiento, algunas veces se vuelve necesario controlar una cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento. En este caso, la temperatura interna de la barra en bruto no se puede medir en realidad, y de esta manera los datos reales previamente medidos tales como una temperatura de la losa cargada, un periodo de tiempo de existencia en el horno de calentamiento de losa, una temperatura atmosférica del horno de calentamiento, una temperatura de extracción del horno de calentamiento, y adicionalmente un periodo de tiempo de transferencia a la mesa de rodillos se utilizan para estimar las distribuciones de temperatura en la dirección de laminación, en la dirección de anchura de la lámina, y en la dirección de espesor de la lámina cuando la barra en bruto alcanza el aparato de calentamiento, y posteriormente deseablemente se controla la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento.

Incidentalmente, el control de la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento por inducción se controla, por ejemplo, de la siguiente manera. Una característica del aparato de calentamiento por inducción (aparato de calentamiento por inducción de tipo transversal) es que cuando se aplica una corriente alterna a un arrollamiento, se genera un campo magnético en su interior. En un conductor eléctrico posicionado en el campo magnético, una corriente de Foucault que tiene una orientación opuesta a la corriente en el arrollamiento ocurre en una dirección circunferencial perpendicular a un flujo magnético mediante un efecto de inducción electromagnética, y por el calor por efecto Joule de la corriente de Foucault, el conductor eléctrico se calienta.

La corriente de Foucault ocurre más fuertemente en la superficie interior del arrollamiento y disminuye exponencialmente hacia el interior (este fenómeno se denomina un efecto superficial) . De esta manera, a medida que una frecuencia es más pequeña, se incrementa una profundidad de penetración de la corriente y se obtiene un patrón de calentamiento uniforme en la dirección de espesor, e inversamente, a medida que una frecuencia es más grande, se disminuye la profundidad de penetración de la corriente y un patrón de calentamiento que exhibe su máximo en una capa superficial y tiene un pequeño sobrecalentamiento se obtiene en la dirección de espesor.

Por consiguiente, mediante el aparato de calentamiento por inducción de tipo transversal, el calentamiento de la barra en bruto en la dirección de laminación y en la dirección de anchura de la lámina se puede realizar en una manera convencional, y adicionalmente en términos del calentamiento en la dirección de espesor de la lámina, cambiando la frecuencia del aparato de calentamiento por inducción de tipo transversal, se varia la profundidad de penetración y se controla el patrón de la temperatura de calentamiento en la dirección de espesor de la lámina, para posibilitar por consiguiente lograr la uniformidad de las distribuciones de temperatura. Incidentalmente, en este caso preferiblemente se utiliza un aparato de calentamiento por inducción de tipo cambiable en frecuencia, pero la frecuencia también se puede cambiar ajustando un capacitor.

Con respecto al control de la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento por inducción, se puede disponer una pluralidad de inductores que tienen diferentes frecuencias y una asignación de una cantidad de calentamiento por cada uno de los inductores se puede cambiar a fin de obtener el patrón de calentamiento necesario en la dirección de espesor. Con respecto al control de la cantidad de calentamiento por el aparato de calentamiento por inducción, se cambia un espacio de aire para un material a ser calentado y por consiguiente la frecuencia cambia, y cambiando de esta manera el espacio de aire, también se puede obtener frecuencia deseada y el patrón de calentamiento.

Una altura máxima Ry de la superficie de la lámina de acero (superficie de la barra en bruto) después de la laminación de acabado es deseablemente 15 ym (15 pm Ry, 12.5 mm, ln 12.5 mm) o menos. Esto es claro porque la resistencia a la fatiga de la lámina de acero laminada en caliente o decapada está correlacionada a la altura máxima Ry de la superficie de la lámina de acero como también se describe en, por ejemplo, Metal Material Fatigue Design Handbook, editado por The Society of Materials Science, Japón, en la página 84.

A fin de obtener esta rugosidad de la superficie, una condición de una presión P de impacto x una tasa L de flujo = 0.003 de un agua de alta presión sobre la superficie de la lámina de acero deseablemente se satisface en el decapado. Adicionalmente, la subsiguiente laminación de acabado deseablemente se realiza dentro de cinco segundos a fin de prevenir que se genere nuevamente una incrustación después del decapado .

Segunda laminación en caliente Después de que se completa el proceso de laminación en bruto (primera laminación en caliente) , se inicia el proceso de laminación de acabado que es la segunda laminación en caliente. El tiempo entre la completación del proceso de laminación en bruto y el inicio del proceso de laminación de acabado deseablemente se establece a 150 segundos o menos. Cuando el tiempo entre la completación del proceso de laminación en bruto y el inicio del proceso de laminación de acabado está mayor que 150 segundos, el diámetro de grano de cristal promedio se incrementa para causar la disminución en vTrs .

En el proceso de laminación de acabado (segunda laminación en caliente) , una temperatura de inicio de la laminación de acabado se establece a 1000°C o mayor. Cuando la temperatura de inicio de la laminación de acabado es menor que 1000°C, en cada paso de la laminación de acabado, se disminuye la temperatura de la laminación a ser aplicada a la barra en bruto a ser laminada, se realiza la reducción en una región de temperatura de no recristalización, se desarrolla la textura, y de esta manera se deteriora la isotropia.

Incidentalmente, el limite superior de la temperatura de inicio de la laminación de acabado no está limitado en particular. Sin embargo, cuando es 1150°C o mayor, una ampolla a ser el punto de partida de un defecto de incrustación en forma de huso escamoso tiene probabilidad de ocurrir entre un hierro de base de la lámina de acero y una incrustación superficial antes de la laminación de acabado y entre los pasos, y de esta manera la temperatura de inicio de la laminación de acabado es deseablemente menor que 1150 °C.

En la laminación de acabado, una temperatura determinada por la composición química de la lámina de acero se establece a TI, y en una región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que Ti + 200°C, la laminación en 30% o más se realiza en un paso al menos una vez. Adicionalmente, en la laminación de acabado, el total de las proporciones de reducción se establece a 50% o más.

Aquí, TI es la temperatura calculada mediante la Expresión (1) de abajo.

TI (°C) = 850 + 10 x (C + N) x n + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10 x Cr + 100 x Mo + 100 x V ¦ · · (1) C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V representan cada uno el contenido del elemento (% en masa).

La TI misma se obtiene empíricamente. Los presentes inventores aprendieron empíricamente mediante experimentos que la recristalización en una región de austenita de cada acero se promueve con base en TI.

Cuando la proporción de reducción total en la región de temperatura de no menor que TI + 30 °C ni mayor que TI + 200 °C es menor que 50%, la tensión de laminación a ser acumulada durante la laminación en caliente no es suficiente y la recristalización de la austenita no avanza suficientemente. Por consiguiente, la textura se desarrolla y la isotropia se deteriora. Cuando la proporción de reducción total es 70% o más, la suficiente isotropia se puede obtener incluso aunque se consideren variaciones atribuibles a la fluctuación de la temperatura o similares. Por otra parte, cuando la proporción de reducción total excede 90%, se vuelve difícil obtener la región de temperatura de TI + 200°C o menos debido a la generación de calor por el trabajo, y adicionalmente una carga de laminación disminuye para causar un riesgo que la laminación se vuelve difícil de realizar.

En la laminación de acabado, a fin de promover la recristalización uniforme causada por la liberación de la tensión acumulada, la laminación en 30% o más se realiza en un paso al menos una vez en no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C.

Incidentalmente, a fin de promover la recristalización uniforme, es necesario suprimir una cantidad de trabajo en una región de temperatura de menor que TI + 30 °C tan pequeña como sea posible. A fin de lograrlo, la proporción de reducción en menor que TI + 30 °C es deseablemente 30% o menos. En términos de la exactitud del espesor de la lámina y la forma de la lámina, es deseable 10% o menos de la proporción de reducción. Cuando la isotropia se obtiene adicionalmente, la proporción de reducción en la región de temperatura de menor que TI + 30°C es deseablemente 0%.

La laminación de acabado deseablemente se acaba en TI + 30°C o mayor. En la laminación en caliente en menor que TI + 30°C, los granos de austenita granulada que se recristalizan una vez se estiran causando por consiguiente un riesgo que la isotropia se deteriore.

Enfriamiento primario En la laminación de acabado, después de que se realiza la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, se inicia el enfriamiento primario de tal manera que un periodo (t segundos) de tiempo de espera satisfaga la Expresión (2) de abajo, t < 2.5 x ti · ¦ · (2) Aquí, ti se obtiene mediante la Expresión (3) de abajo, ti = 0.001 x ( (Tf - TI) x Pl/100)2 - 0.109 x ( (Tf - TI) x Pl/100) + 3.1 · ¦ · (3) Aquí, en la Expresión (3) de arriba, Tf representa la temperatura de la palanquilla de acero obtenida después de la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, y Pl representa la proporción de reducción de la reducción final en 30% o más.

Incidentalmente, la "reducción final en una proporción de reducción de 30% o más" indica la laminación realizada finalmente entre las laminaciones cuya proporción de reducción se vuelve 30% o más de entre las laminaciones en una pluralidad de pasos realizados en la laminación de acabado. Por ejemplo, cuando entre las laminaciones en una pluralidad de pasos realizados en la laminación de acabado, la proporción de reducción de la laminación realizada en la etapa final es 30% o más, la laminación realizada en la etapa final es la "reducción final en una proporción de reducción de 30% o más". Adicionalmente, cuando entre las laminaciones en una pluralidad de pasos realizados en la laminación de acabado, la proporción de reducción de la laminación realizada antes de la etapa final es 30% o más y después se realiza la laminación realizada antes de la etapa final (laminación en una proporción de reducción de 30% o más) , no se realiza la laminación cuya proporción de reducción se vuelve 30% o más, la laminación realizada antes de la etapa final (laminación en una proporción de reducción de 30% o más) es la "reducción final en una proporción de reducción de 30% o más".

En la laminación de acabado, el periodo (t segundos) de tiempo de espera hasta que se inicia el enfriamiento primario después de que se realiza la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, afecta en gran medida el diámetro de grano de austenita. Es decir, afecta en gran medida una fracción de grano equiaxial y una proporción del área de grano grueso de la lámina de acero.

Cuando el periodo (t segundos) de tiempo de espera excede ti x 2.5, la recristalización está ya casi completada, pero los granos de cristal crecen significativamente y avanza el engrosamiento del grano, y por consiguiente el valor r y la elongación se disminuyen.

El periodo (t segundos) de tiempo de espera adicionalmente satisface la Expresión (4) de abajo, posibilitando por consiguiente suprimir preferencialmente el crecimiento de los granos de cristal. Consecuentemente, incluso aunque la recristalización no avanza suficientemente, es posible mejorar suficientemente la elongación de la lámina de acero y mejorar simultáneamente la propiedad de fatiga, t < ti ¦ · · (4) Al mismo tiempo, el periodo (t segundos) de tiempo de espera adicionalmente satisface la Expresión (5) de abajo, y por consiguiente la recristalización avanza suficientemente y se aleatorizan las orientaciones de cristal. Por consiguiente, es posible mejorar suficientemente la elongación de la lámina de acero y simultáneamente mejorar en gran medida la isotropia . ti < t < ti x 2.5 · · · (5) El periodo (t segundos) de tiempo de espera satisface la Expresión (5) de arriba, y por consiguiente el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> mostrado en la FIGURA 1 se vuelve 2.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> mostrada en la FIGURA 2 se vuelve 3.0 o menos. Consecuentemente, el índice isotrópico se vuelve 6.0 o más y se logran la uniformidad de espesor de lámina y la circularidad que satisfacen suficientemente la propiedad de la parte en un estado donde la lámina de acero permanece trabajada.

Aquí, como se muestra en la FIGURA 4, en una línea 1 de laminación en caliente continua, la palanquilla de acero (losa) calentada hasta una temperatura predeterminada en el horno de calentamiento se lamina en un tren 2 de laminación en bruto y en un tren 3 de laminación de acabado secuencialmente para ser una lámina 4 de acero laminada en caliente que tiene un espesor predeterminado, y la lámina 4 de acero laminada en caliente es transportada sobre de una mesa 5 receptora de productos laminados. En el método de fabricación de la presente invención, en el proceso de laminación en bruto (primera laminación en caliente) realizado en el tren 2 de laminación en bruto, la laminación en una proporción de reducción de 40% o más se realiza sobre la palanquilla de acero (losa) una vez o más en el rango de temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C.

La barra en bruto laminada a un espesor predeterminado en el tren 2 de laminación en bruto en esta manera posteriormente se lamina en acabado (se somete a la segunda laminación en caliente) a través de una pluralidad de estaciones 6 de laminación del tren 3 de laminación de acabado para ser la lámina 4 de acero laminada en caliente. Posteriormente, en el tren 3 de laminación de acabado, la laminación en 30% o más se realiza en un paso al menos una vez en la región de temperatura de no menor que la temperatura TI + 30 °C ni mayor que TI + 200°C. Además, en el tren 3 de laminación de acabado, el total de las proporciones de reducción se vuelve 50% o más.

Adicionalmente, en el proceso de laminación de acabado, después de que se realiza la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, se inicia el enfriamiento primario de tal manera que el periodo (t segundos) de tiempo de espera satisfaga la Expresión (2) de arriba o cualquiera de las Expresiones (4) o (5) de arriba. El inicio de este enfriamiento primario se realiza mediante boquillas 10 de enfriamiento inter-estación dispuestas entre las estaciones 6 de laminación respectivas del tren 3 de laminación de acabado, o boquillas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa 5 receptora de productos laminados.

Por ejemplo, cuando la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más se realiza sólo en la estación 6 de laminación dispuesta en la etapa frontal del tren 3 de laminación de acabado (en el lado izquierdo en la FIGURA 4, en el lado corriente arriba de la laminación) y la laminación cuya proporción de reducción se vuelve 30% o más no se realiza en la estación 6 de laminación dispuesta en la etapa trasera del tren 3 de laminación de acabado (en el lado derecho en la FIGURA 4, en el lado corriente abajo de la laminación), el inicio del enfriamiento primario se realiza mediante las boquillas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa 5 receptora de productos laminados, y por consiguiente algunas veces se provoca un caso que el periodo (t segundos) de tiempo de espera no satisface la Expresión (2) de arriba o las Expresiones (4) y (5) de arriba. En tal caso, el enfriamiento primario se inicia por las boquillas 10 de enfriamiento inter-estación dispuestas entre las estaciones 6 de laminación respectivas del tren 3 de laminación de acabado.

Adicionalmente, por ejemplo, cuando la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más se realiza en la estación 6 de laminación dispuesta en la etapa trasera del tren 3 de laminación de acabado (en el lado derecho en la FIGURA 4, en el lado corriente abajo de la laminación), incluso aunque el inicio del enfriamiento primario se realice por las boquillas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa 5 receptora de productos laminados, algunas veces existe un caso que el periodo (t segundos) de tiempo de espera puede satisfacer la Expresión (2) de arriba o las Expresiones (4) y (5) de arriba. En tal caso, el enfriamiento primario también se puede iniciar mediante las boquillas 11 de enfriamiento dispuestas en la mesa 5 receptora de productos laminados. Sobra decir que, en tanto se complete la función de la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, el enfriamiento primario también se puede iniciar mediante las boquillas 10 de enfriamiento inter-estación dispuestas entre las estaciones 6 de laminación respectivas del tren 3 de laminación de acabado.

Posteriormente, en este enfriamiento primario, se realiza el enfriamiento que en una tasa de enfriamiento promedio de 50°C/segundo o más, un cambio de temperatura (caída de temperatura) se vuelve no menor que 40°C ni mayor que 140°C.

Cuando el cambio de temperatura es menor que 40 °C, los granos de austenita recristalizada crecen y la tenacidad a baja temperatura se deteriora. El cambio de temperatura se establece a 40°C o mayor, posibilitando por consiguiente suprimir el engrosamiento de los granos de austenita. Cuando el cambio de temperatura es menor que 40°C, no se puede obtener el efecto. Por otra parte, cuando el cambio de temperatura excede 140°C, la recristalización se vuelve insuficiente para dificultar obtener una textura aleatoria que se tiene como objetivo. Adicionalmente, una fase de ferrita efectiva para la elongación tampoco se obtiene fácilmente y la dureza de una fase de ferrita se vuelve alta, y por consiguiente la elongación y la ductilidad local también se deterioran. Adicionalmente, cuando el cambio de temperatura es mayor que 140°C, es probable que se cause un sobrecalentamiento hasta/más allá de una temperatura del punto de transformación Ar3. En el caso, incluso mediante la transformación a partir de austenita recristalizada, como resultado de la selección de variante agudizada, se forma la textura y la isotropia disminuye en consecuencia.

Cuando la tasa de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario es menor que 50 °C/segundo, como se espera, los granos de austenita recristalizada crecen y la tenacidad a baja temperatura se deteriora. El limite superior de la tasa de enfriamiento promedio no está determinado en particular, pero en términos de la forma de la lámina de acero, se considera como apropiado 200 °C/segundo o menos.

Adicionalmente, a fin de suprimir el crecimiento del grano y obtener la tenacidad a baja temperatura más excelente, un dispositivo de enfriamiento entre los pasos o similares deseablemente se utiliza para llevar la generación de calor por el trabajo entre las estaciones respectivas de la laminación de acabado a 18 °C o menos.

Una proporción de laminación (la proporción de reducción) se puede obtener por las funciones reales o el cálculo a partir de la carga de laminación, la medición del espesor de la lámina, y/o similares. La temperatura de la palanquilla de acero durante la laminación se puede obtener mediante medición real mediante un termómetro que se dispone entre las estaciones, o se puede obtener mediante simulación considerando la generación de calor por el trabajo a partir de una velocidad de la linea, la proporción de reducción, y/o similares, o se puede obtener por ambos métodos.

Adicionalmente, como se ha explicado previamente, a fin de promover la recristalización uniforme, la cantidad de trabajo en la región de temperatura de menor que TI + 30°C es deseablemente tan pequeña como sea posible y la proporción de reducción en la región de temperatura de menor que TI + 30 °C es deseablemente 30% o menos. Por ejemplo, en el caso que en el tren 3 de laminación de acabado en la linea 1 de laminación en caliente continua mostrada en la FIGURA 4, al pasar a través de una o dos o más de las estaciones 6 de laminación dispuestas en el lado de la etapa frontal (en el lado izquierdo en la FIGURA 4, en el lado corriente arriba de la laminación) , la lámina de acero está en la región de temperatura de no menor que TI + 30 °C ni mayor que TI + 200 °C, y al pasar a través de una o dos o más de las estaciones 6 de laminación dispuestas en el subsiguiente lado de la etapa trasera (en el lado derecho en la FIGURA 4, en el lado corriente abajo de la laminación) , la lámina de acero está en la región de temperatura de menor que Ti + 30°C, cuando la lámina de acero pasa a través de uno o dos o más de las estaciones 6 de laminación dispuestas en el subsiguiente lado de la etapa trasera (en el lado derecho en la FIGURA 4, en el lado corriente abajo de la laminación), incluso aunque la reducción no se realice o se realice, la proporción de reducción en menor que TI + 30°C es deseablemente 30% o menos en total. En términos de la exactitud del espesor de la lámina y la forma de la lámina, la proporción de reducción en menor que TI + 30°C es deseablemente una proporción de reducción de 10% o menos en total. Cuando la isotropia se obtiene adicionalmente, la proporción de reducción en la región de temperatura de menor que TI + 30°C es deseablemente 0%.

En el método de fabricación de la presente invención, una velocidad de laminación no está limitada en particular. Sin embargo, cuando la velocidad de laminación en el lado de la estación final de la laminación de acabado es menor que 400 mpm, los granos ? crecen para ser gruesos, las regiones en las cuales la ferrita puede precipitar para obtener la ductilidad se disminuyen, y de esta manera la ductilidad tiene probabilidad de deteriorarse. Incluso aunque el limite superior de la velocidad de laminación no está limitado en particular, el efecto de la presente invención se puede obtener, pero es real que la velocidad de laminación es 1800 mpm o menos debido a la restricción de la instalación. Por consiguiente, en el proceso de laminación de acabado, la velocidad de laminación es deseablemente no menor que 400 mpm ni mayor que 1800 mpm.

Adicionalmente, dentro de tres segundos después de la completación del enfriamiento primario, se realiza el enfriamiento secundario en que el enfriamiento se realiza en una tasa de enfriamiento promedio de 15°C/segundo o más. Cuando el periodo de tiempo para el inicio del enfriamiento secundario excede tres segundos, ocurre la transformación de perlita y no se puede obtener la microestructura que se tiene como objetivo.

Cuando la tasa de enfriamiento promedio del enfriamiento secundario es menor que 15 °C/segundo, como se espera, ocurre la transformación de perlita y no se puede obtener la microestructura que se tiene como objetivo. Incluso aunque el limite superior de la tasa de enfriamiento promedio del enfriamiento secundario no está limitado en particular, el efecto de la presente invención se puede obtener, pero cuando se considera el pandeo de la lámina de acero debido a la tensión térmica, la tasa de enfriamiento promedio es deseablemente 300 °C/segundo o menos.

La tasa de enfriamiento promedio es no menor que 15°C/segundo ni mayor que 50 °C/segundo, que es una región que permite la fabricación estable. Adicionalmente, como se mostrará en los ejemplos, la región de 30°C/segundo o menos es una región que permite la fabricación más estable.

Posteriormente, el enfriamiento con aire se realiza durante 1 hasta 20 segundos en una región de temperatura de menor que la temperatura del punto de transformación Ar3 y una temperatura del punto de transformación Arl o mayor. Este enfriamiento por aire se realiza en la región de temperatura de menor que la temperatura del punto de transformación Ar3 y la temperatura del punto de transformación Arl o mayor (una región de temperatura de dos fases ferrita-austenita) a fin de promover la transformación de ferrita. Cuando el enfriamiento por aire se realiza durante menos de un segundo, la transformación de ferrita en la región de dos fases no es suficiente y de esta manera no se puede obtener la suficiente elongación uniforme, y cuando el enfriamiento por aire se realiza durante más de 20 segundos, por otra parte, ocurre la transformación de perlita y no se pueden obtener la microestructura que se tiene como objetivo.

La región de temperatura donde el enfriamiento por aire se realiza durante 1 hasta 20 segundos es deseablemente no menor que la temperatura del punto de transformación Arl ni mayor que 860°C a fin de promover fácilmente la transformación de ferrita. Un periodo del tiempo de retención (un periodo de tiempo de enfriamiento por aire) durante 1 hasta 20 segundos es deseablemente durante 1 hasta 10 segundos a fin de no disminuir de manera extrema la producti idad.

La temperatura del punto de transformación Ar3 se puede calcular fácilmente, por ejemplo, mediante la siguiente expresión de cálculo (una expresión relacional con la composición química). Cuando el contenido del Si (% en masa) se establece a [Si] , el contenido de Cr (% en masa) se establece a [Cr] , el contenido de Cu (% en masa) se establece a [Cu], el contenido de Mo (% en masa) se establece a [Mo] , y el contenido de Ni (% en masa) se establece a [Ni] , la temperatura del punto de transformación Ar3 se puede definir mediante la Expresión (6) de abajo.

Ar3 = 910 - 310 x [C] + 25 x [Si] - 80 x [ neq] · ¦ ¦ (6) Cuando no se agrega B, [Mneq] se define por la Expresión (7) de abajo.

[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + ([Ni]/2) + 10 ( [Nb] -0.02) · · · (7) Cuando se agrega B, [Mneq] se define por la Expresión (8) de abajo.

[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + ([Ni]/2) + 10 ( [Nb] -0.02) + 1 · · · (8) Subsiguientemente, en un proceso de arrollamiento, una temperatura de arrollamiento se establece a no menor que 450 °C ni mayor que 550 °C. Cuando la temperatura de arrollamiento es mayor que 550°C, después del arrollamiento, ocurre el templado en una fase dura y la resistencia disminuye. Por otra parte, cuando la temperatura de arrollamiento es menor que 450 °C, durante el enfriamiento después del arrollamiento, se estabiliza la austenita no transformada, y en una lámina de acero producto, la austenita retenida está contenida y se genera la martensita, y por consiguiente disminuye la capacidad de expansión del agujero.

Incidentalmente, con el fin de lograr la mejora de la ductilidad mediante la corrección de la forma de la lámina de acero y/o la introducción de la dislocación móvil, la laminación de paso superficial en una proporción de reducción de no menor que 0.1% ni mayor que 2% deseablemente se realiza después de la completacion de todos los procesos .

Adicionalmente, después de la completacion de todos los procesos, también se puede realizar el decapado con el fin de remover la incrustación que se adhiere a la superficie de la lámina de acero laminada en caliente obtenida. Después del decapado, sobre la lámina de acero laminada en caliente, también se puede realizar la laminación en frío o de paso superficial en una proporción de reducción de 10% o menos en la linea o fuera de la linea.

En la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención, también se puede realizar un tratamiento térmico en una línea de inmersión en caliente después de la colada, después de la laminación en caliente, o después del enfriamiento, y además en la lámina de acero laminada en caliente tratada con calor también se puede realizar separadamente un tratamiento superficial. En la linea de inmersión en caliente, se realiza el enchapado, y por consiguiente se mejora la resistencia a la corrosión de la lámina de acero laminada en caliente.

Cuando se realiza el galvanizado sobre la lámina de acero laminada en caliente decapada, después de que la lámina de acero laminada en caliente se sumerge en un baño de galvanización para posteriormente ser levantada, también se puede realizar un tratamiento de aleación sobre la lámina de acero laminada en caliente según sea necesario. Realizando el tratamiento de aleación, además de la mejora de la resistencia a la corrosión, se mejora la resistencia de soldadura contra diversas soldaduras tales como la soldadura por puntos.

Ejemplo A continuación, se explicarán los ejemplos de la presente invención, pero las condiciones de los ejemplos son ejemplos de las condiciones empleadas para confirmar la aplicabilidad y los efectos de la presente invención, y la presente invención no se limita a estos ejemplos de las condiciones. La presente invención puede emplear diversas condiciones en tanto el objeto de la presente invención se logre sin desviarse del espíritu de la invención.

Ejemplo 1 Las palanquillas A a P coladas que tienen las composiciones químicas mostradas en la Tabla 1 se fundieron cada una en un convertidor de acero en un proceso de refinamiento secundario para ser sometidas a colada continua y posteriormente directamente se transfirieron o recalentaron para ser sometidas a la laminación en bruto. En la subsiguiente laminación de acabado, se redujeron cada una a un espesor de lámina de 2.0 a 3.6 mm y se sometieron a enfriamiento mediante enfriamiento inter-estación de un tren de laminación de acabado o en una mesa receptora de productos laminados y posteriormente se arrollaron, y se fabricaron láminas de acero laminadas en caliente. Las condiciones de fabricación se muestran en la Tabla 2.

Incidentalmente, el balance de la composición química mostrado en la Tabla 1 está compuesto de Fe e impurezas inevitables, y cada subrayado en la Tabla 1 y en la Tabla 2 indica que el valor está fuera del rango de la presente invención o fuera del rango preferible de la presente invención .

Tabla 1 Tabla 2 En la Tabla 2, "COMPONENTE" significa el símbolo del acero mostrado en la Tabla 1. "TEMPERATURA DEL PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3" es la temperatura calculada mediante las Expresiones (6), (7), y (8) de arriba. "??" indica la temperatura calculada mediante la Expresión (1) de arriba, "ti" indica la temperatura calculada mediante la Expresión (2) de arriba.

"TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO" es la temperatura de calentamiento en el proceso de calentamiento. "PERIODO DEL TIEMPO DE RETENCIÓN" es el periodo del tiempo de retención en una temperatura de calentamiento predeterminada en el proceso de calentamiento.

"NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN EN 1000 °C O MAYOR EN 40% O MÁS" es el número por veces de reducción en una proporción de reducción de 40% o más en el rango de temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C en la laminación en bruto. "PROPORCIÓN DE REDUCCIÓN EN 1000°C O MAYOR" es cada proporción de reducción (programa de paso de reducción) en el rango de temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C en la laminación en bruto. Se indica que en un ejemplo de la presente invención (Acero número 1), por ejemplo, la reducción en una proporción de reducción de 45% se realizó dos veces. Adicionalmente, se indica que en un ejemplo comparativo (Acero número 3), por ejemplo, la reducción en una proporción de reducción de 40% se realizó tres veces. "PERIODO DE TIEMPO PARA INICIAR LA LAMINACIÓN DE ACABADO" es el periodo de tiempo desde la completacion del proceso de laminación en bruto hasta el inicio del proceso de laminación de acabado. "PROPORCIÓN DE REDUCCIÓN TOTAL" es la proporción de reducción total en el proceso de laminación de acabado.

"Tf" indica la temperatura después de la reducción final en 30% o más en la laminación de acabado. "Pl" indica la proporción de reducción de la reducción final en 30% o más en la laminación de acabado. Sin embargo, en el ejemplo comparativo (Acero número 13) , el valor más grande entre las proporciones de reducción de las estaciones 6 de laminación respectivas en la laminación de acabado fue 29%. En el ejemplo comparativo (Acero número 13) , la temperatura después de la reducción en esta proporción de reducción de 29% se estableció a "Tf". "GENERACIÓN DE CALOR POR TRABAJO MÁXIMO" es la temperatura máxima incrementada por la generación de calor por el trabajo entre los pasos de acabado respectivos (entre las estaciones 6 de laminación respectivas) .

"PERIODO DE TIEMPO PARA INICIAR EL ENFRIAMIENTO PRIMARIO" es el periodo de tiempo desde después de la completacion de la reducción final en 30% o más en la laminación de acabado hasta el inicio del enfriamiento primario. "TASA DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO" es la tasa de enfriamiento promedio a la cual se completa el enfriamiento correspondiente a la cantidad del cambio de temperatura del enfriamiento primario. "CAMBIO DE TEMPERATURA DEL ENFRIAMIENTO PRIMARIO" es la diferencia entre, del enfriamiento primario, la temperatura de inicio y la temperatura de acabado.

"PERIODO DE TIEMPO PARA INICIAR EL ENFRIAMIENTO SECUNDARIO" es el periodo de tiempo desde la completacion del enfriamiento primario hasta el inicio del enfriamiento secundario. "TASA DEL ENFRIAMIENTO SECUNDARIO" es la tasa de enfriamiento promedio desde el inicio del enfriamiento secundario hasta el arrollamiento, a partir de la cual se remueve el periodo del tiempo de retención (periodo de tiempo de enfriamiento por aire) . "REGIÓN DE TEMPERATURA DE ENFRIAMIENTO POR AIRE" es la región de temperatura donde la retención (enfriamiento por aire) se realiza desde la completacion del enfriamiento secundario hasta el arrollamiento. "PERIODO DEL TIEMPO DE RETENCIÓN DE ENFRIAMIENTO POR AIRE" es el periodo del tiempo de retención cuando se realiza la retención (enfriamiento por aire) . "TEMPERATURA DE ARROLLAMIENTO" es la temperatura en la cual la lámina de acero se arrolla por un arrollador en el proceso de arrollamiento.

Adiciona lmente, con respecto al ejemplo de la presente invención del Acero número 7 y los ejemplos comparativos de los Aceros números 13 y 10, la relación entre, de la laminación de acabado, la proporción de reducción de cada una de las estaciones Fl a F7 de laminación y la región de temperatura se muestra en la Tabla 4.

Tabla 3 En el ejemplo de la presente invención del Acero número 7, la lámina de acero estaba en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que Ti + 200°C en las estaciones de laminación Fl a F5, y estaba en- la región de temperatura de menor que TI + 30 °C en y después de la estación de laminación F6. En el ejemplo de la presente invención del Acero número 7, en las estaciones de laminación Fl a F5, la reducción en una proporción de reducción de 30% o más se realizó cinco veces en la región de temperatura de no menor que TI + 30 °C ni mayor que TI + 200°C, y después de la estación de laminación F6, prácticamente no se realizó reducción alguna en la región de temperatura de menor que TI + 30°C. La lámina de acero se hizo pasar solamente a través de las estaciones de laminación F6 y F7. Como se mostró también en la Tabla 2, en el ejemplo de la presente invención del Acero número 7, la proporción de reducción total en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C es 89%.

Incidentalmente, la proporción de reducción en cada una de las estaciones de laminación Fl a F7 se obtiene por el cambio en el espesor de la lámina entre el lado de entrada y el lado de salida de cada una de las estaciones de laminación Fl a F7. En contraste a esto, la proporción de reducción total en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C se obtiene por el cambio en el espesor de la lámina antes y después de todos los pasos de laminación realizados en la región de temperatura en la laminación de acabado. Como se muestra en el ejemplo de la presente invención del Acero número 7, por ejemplo, la proporción de reducción total en la región de temperatura se obtiene por el cambio en el espesor de la lámina antes y después de todos los pasos de laminación realizados en las estaciones de laminación Fl a F5. Es decir, se obtiene por el cambio entre el espesor de la lámina en el lado de entrada de la estación de laminación Fl y el espesor de la lámina en el lado de salida de la estación de laminación F5.

Por otra parte, en el ejemplo comparativo del Acero número 13, la lámina de acero estaba en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C en todas las estaciones de laminación Fl a F7 en la laminación de acabado. Como se mostró también en la Tabla 2, en el ejemplo comparativo del Acero número 13, la proporción de reducción total en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C es 89%. Sin embargo, en el ejemplo comparativo del Acero número 13, en cada una de las estaciones de laminación Fl a F7, no se realiza la reducción en una proporción de reducción de 30% o más.

Adicionalmente, en el ejemplo comparativo del Acero número 10, la lámina de acero estaba en la región de temperatura de no menor que TI + 30 °C ni mayor que TI + 200 °C en las estaciones de laminación Fl a F3, y la lámina de acero estaba en la región de temperatura de menor que TI + 30 °C en y después de la estación de laminación F4. En el ejemplo comparativo del Acero número 10, en las estaciones de laminación Fl a F3, la reducción en una proporción de reducción de 30% o más se realizó tres veces en la región de temperatura de no menor que TI + 30 °C ni mayor que TI + 200°C, y adicionalmente también en la región de temperatura de menor que TI + 30°C en y después de la estación de laminación F4, la reducción en una proporción de reducción de 30% o más se realizó cuatro veces. Como se mostró también en la Tabla 2, en el ejemplo comparativo del Acero número 10, la proporción de reducción total en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C es 45%.

Los métodos de evaluación de la lámina de acero laminada en caliente obtenida son los mismos que los métodos previamente descritos. Los resultados de la evaluación se muestran en la Tabla 3.

Tabla 4 "FRACCIÓN ESTRUCTURAL" es la fracción de área de cada estructura medida por un método de conteo de puntos a partir de una estructura del microscopio óptico. "DIÁMETRO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO" es el diámetro de grano de cristal promedio medido por la EBSP-OIM™.

"VALOR PROMEDIO DE LAS INTENSIDADES ALEATORIAS DE RAYOS X DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN {100}<011> A {223}<110>" es la densidad de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> paralelo al plano laminado. "DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL {332}<113>" es la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> paralela al plano laminado .

"PRUEBA DE TRACCIÓN" indica el resultado obtenido después de una prueba de tracción que se realiza sobre una probeta JIS No. 5 de dirección C. "??" indica el limite de elasticidad, "TS" indica la resistencia a la tracción, y "EL" indica la elongación.

"ISOTROPÍA" indica el número inverso de I Ar | como un índice. "EXPANSIÓN ? DEL AGUJERO" indica el resultado obtenido por el método de prueba de expansión del agujero descrito en JFS T 1001-1996. "CAPACIDAD DE FLEXIÓN (RADIO DE CURVATURA MÍNIMO) " indica el resultado obtenido realizando una prueba utilizando una probeta No. 1 (t x 40 MI W X 80 mm L) , en una velocidad de plantilla de presión de 0.1 m/segundo, de conformidad con el método de curvatura por presión (método de curvatura por rodillo) descrito en JIS Z 2248. Fueron aceptados YP > 320 MPa, Ts > 540 MPa, EL > 18%, ? = 70%, y radio de curvatura mínimo = 1 mm.

Incidentalmente, una longitud L entre los puntos de soporte es L = 2r + 3t, donde el espesor de la lámina se establece a t (mm) y el radio interior de una punta de la plantilla de presión se establece a r (mm) .

En este método, un ángulo de curvatura se estableció a 170°, y posteriormente se utilizó un objeto interpuesto que tiene un espesor el doble de grande que el radio de la plantilla de presión, la probeta se presionó contra el objeto interpuesto para ser enrollada alrededor del mismo, y con un ángulo de curvatura de 180°, el agrietamiento en el exterior de una porción doblada se observó visualmente.

"RADIO DE CURVATURA MÍNIMO" es uno que la prueba se realiza disminuyendo el radio r interior (mm) hasta que ocurre el agrietamiento y el radio r interior mínimo (mm) que no causa agrietamiento se divide por el espesor t de la lámina (mm) para ser hecho adimensional mediante r/t. El "RADIO DE CURVATURA MÍNIMO" se vuelve el más pequeño en el caso de la curvatura de contacto cercano que se realiza sin el objeto interpuesto, y en el caso, el "RADIO DE CURVATURA MÍNIMO" es cero. Incidentalmente, una dirección de curvatura se estableció en 45° desde la dirección de laminación. La "TENACIDAD" está indicada por la temperatura de transición obtenida por una prueba Charpy de muesca en V de sub-tamaño.

Los ejemplos de la invención corresponden a los nueve ejemplos de los Aceros números 1, 2, 7, 27, y 31 a 35. En estos ejemplos de la invención de los números de Acero, se obtiene la lámina de acero de alta resistencia en la cual se obtiene la textura de la lámina de acero que tiene una composición química requerida, el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> del plano de la lámina en un espesor de lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero es al menos 4.0 o menos, la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> es 4.8 o menos, y el diámetro de grano de cristal promedio en el centro del espesor de la lámina es 9 µp? o menos, la microestructura está compuesta de ferrita pro-eutectoide en una fracción estructural de 35% o menos en el centro del espesor de la lámina y la fase de generación de transformación de baja . temperatura, y la resistencia a la tracción es de clase de 540 MPa o más.

Los ejemplos comparativos de la lámina de acero aparte de los ejemplos anteriormente descritos caen cada uno fuera del rango de la presente invención debido a las siguientes razones .

Con respecto a los Aceros números 3 a 5, el contenido de C está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención y la elongación es pobre. Con respecto al Acero número 6, el contenido de C está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención y la capacidad de flexión es pobre.

Con respecto al Acero número 8, el número de veces de la reducción en 1000°C o mayor en 35% o más en la laminación en bruto está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención y la tenacidad es pobre. Con respecto al Acero número 9, el periodo de tiempo hasta el inicio de la laminación de acabado es largo, el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención, y la tenacidad es pobre.

Con respecto al Acero número 10, el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> están ambos fuera del rango de la presente invención y la isotropia es baja.

Con respecto al Acero número 11, el valor de Tf está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> están ambos fuera del rango de la presente invención y la isotropia es baja.

Con respecto al Acero número 12, el valor de Tf está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención y la tenacidad es pobre. Con respecto al Acero número 13, el valor de Pl está fuera del rango de la presente invención y en cada una de las estaciones de laminación Fl a F7 en la laminación de acabado, no se realizó la reducción en una proporción de reducción de 30% o más, y de esta manera el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> están ambos fuera del rango de la presente invención y la isotropia es baja.

Con respecto al Acero número 14, la temperatura de generación de calor por trabajo máxima está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención y la tenacidad es pobre. Con respecto al Acero número 15, el periodo de tiempo para el enfriamiento primario • está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención y la tenacidad es pobre. Con respecto al Acero número 16, la tasa del enfriamiento primario está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención y la tenacidad es pobre.

Con respecto al Acero número 17, el cambio de temperatura del enfriamiento primario está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el diámetro de grano de cristal promedio está fuera del rango de la presente invención y la tenacidad es pobre. Con respecto al Acero número 18, el cambio de temperatura del enfriamiento primario está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera el valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> están ambos fuera del rango de la presente invención y la isotropia es baja.

Con respecto al Acero número 19, el periodo de tiempo para el enfriamiento secundario está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre. Con respecto al Acero número 20, la tasa del enfriamiento secundario está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre.

Con respecto al Acero número 21, la región de temperatura de enfriamiento por aire está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre.

Con respecto al Acero número 22, la región de temperatura de enfriamiento por aire está fuera del rango del método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención y la elongación es pobre. Con respecto al Acero número 23, el periodo de tiempo de retención de temperatura de enfriamiento por aire está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención y la elongación es pobre. Con respecto al Acero número 24, el periodo de tiempo de retención de temperatura de enfriamiento por aire está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre.

Con respecto al Acero número 25, la temperatura de arrollamiento está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención y la capacidad de flexión es pobre. Con respecto al Acero número 26, la temperatura de arrollamiento está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre.

Con respecto al Acero número 28, el contenido de C está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la raicroestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre. Con respecto al Acero número 29, el contenido de C está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención, la resistencia es baja, y la capacidad de flexión es pobre. Con respecto al Acero número 30, el contenido de C está fuera del rango de la presente invención, y de esta manera la microestructura está fuera del rango de la presente invención y la elongación es pobre.

Aplicabilidad Industrial Como se ha descrito previamente, de acuerdo con la presente invención, es posible proporcionar fácilmente una lámina de acero aplicable a un miembro que se requiere tenga traba abilidad, capacidad de expansión del agujero, capacidad de flexión, estricta uniformidad de espesor de lámina y circularidad después del trabajado, y tenacidad a baja temperatura (un miembro de lámina interior, un miembro de estructura, un miembro de cuerpo inferior, un miembro de automóvil tal como una transmisión, y miembros para construcción naval, construcción, puentes, estructuras fuera de la costa, recipientes a presión, tubos de conducción, y partes de máquinas, etcétera) . Adicionalmente, de acuerdo con la presente invención, es posible fabricar una lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente tenacidad a baja temperatura y clase de 540 MPa o más de manera económica y estable. De esta manera, la presente invención es la invención que tiene alto valor industrial.

Explicación de los Códigos 1 linea de laminación en caliente continua 2 tren de laminación en bruto 3 tren de laminación de acabado 4 lámina de acero laminada en caliente 5 mesa receptora de productos laminados 6 estación de laminación 10 boquilla de enfriamiento inter-estación 11 boquilla de enfriamiento

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente capacidad de ser moldeada o trabajabilidad isotrópica, caracterizada en que comprende: en % en masa, C: mayor que 0.07 a 0.2%; Si: 0.001 a 2.5%; Mn: 0.01 a 4%; P: 0.15% o menos (no incluyendo 0%); S: 0.03% o menos (no incluyendo 0%) ; N: 0.01% o menos (no incluyendo 0%); Al: 0.001 a 2%; y un balance que está compuesto de Fe e impurezas inevitables, en donde un valor promedio de las densidades de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> representado por las orientaciones de cristal respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {113}<110>, {112}<110>, {335}<110>, y {223}<110> en una porción del centro del espesor de lámina que es un rango de 5/8 a 3/8 en el espesor de la lámina desde la superficie de la lámina de acero es 4.0 o menos, y una densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> es 4.8 o menos, un diámetro de grano de cristal promedio es 10 ym o menos y una temperatura vTrs de transición de aparición de la fractura Charpy es -20°C o menos, y una microestructura está compuesta de 35% o menos en una fracción estructural de ferrita pro-eutectoide y un balance de una fase de generación de transformación de baja temperatura.

2. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que adicionalmente comprende: un tipo o dos o más tipos de en % en masa, Ti: 0.015 a 0.18%, Nb: 0.005 a 0.06%, Cu: 0.02 a 1.2%, Ni: 0.01 a 0.6%, o: 0.01 a 1%, V: 0.01 a 0.2%, y Cr: 0.01 a 2%.

3. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que adicionalmente comprende: un tipo o dos o más tipos de en % en masa, Mg: 0.0005 a 0.01%, Ca: 0.0005 a 0.01%, y REM: 0.0005 a 0.1%.

4. La lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que adicionalmente comprende: en % en masa, B: 0.0002 a 0.002%.

5. Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica, caracterizado en que comprende: en una palanquilla de acero que contiene: en % en masa, C: mayor que 0.07 a 0.2%; Si: 0.001 a 2.5%; Mn: 0.01 a 4%; P: 0.15% o menos (no incluyendo 0%) S: 0.03% o menos (no incluyendo 0%) N: 0.01% o menos (no incluyendo 0%) Al: 0.001 a 2%; y un balance que está compuesto de Fe e impurezas inevitables , realizar una primera laminación en caliente en la cual la laminación en una proporción de reducción de 40% o más se realiza una vez o más en un rango de temperatura de no menor que 1000°C ni mayor que 1200°C; realizar una segunda laminación en caliente en la cual la laminación en 30% o más se realiza en un paso al menos una vez en una región de temperatura de no menor que TI + 30 °C ni mayor que TI + 200 °C determinada mediante la Expresión (1) de abajo; y establecer el total de las proporciones de reducción en la segunda laminación en caliente a 50% o más; realizar la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más en la segunda laminación en caliente y posteriormente iniciar el enfriamiento primario de tal manera que un periodo (t segundos) de tiempo de espera satisfaga la Expresión (2) de abajo; establecer una tasa de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario a 50°C/segundo o más y realizar el enfriamiento primario de tal manera que un cambio de temperatura esté en un rango de no menor que 40°C ni mayor que 140°C; dentro de tres segundos después de la completación del enfriamiento primario, realizar el enfriamiento secundario en que el enfriamiento se realiza en una tasa de enfriamiento promedio de 15°C/segundo o más; y después de la completación del enfriamiento secundario, realizar el enfriamiento por aire durante 1 hasta 20 segundos en una región de temperatura de menor que una temperatura del punto de transformación Ar3 y una temperatura del punto de transformación Arl o más y posteriormente realizar el arrollamiento en 450°C o más y menor que 550°C. TI (°C) = 850 + 10 x (C + N) x Mn + 350 x Nb + 250 x Ti + 40 x B + 10 x Cr + 100 x Mo + 100 x V ¦ ¦ · (1) aquí, C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V representan cada uno el contenido del elemento (% en masa) . t < 2.5 x ti · · · (2) aquí, ti se obtiene mediante la Expresión (3) de abajo. ti = 0.001 x ( (Tf - TI) x Pl/100)2 - 0.109 x ( (Tf - TI) x Pl/100) + 3.1 · · · (3) aqui, en la Expresión (3) de arriba, Tf representa la temperatura de la palanquilla de acero obtenida después de la reducción final en una proporción de reducción de 30% o más, y Pl representa la proporción de reducción de la reducción final en 30% o más.

6. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabaj abilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 5, caracterizado en que el total de las proporciones de reducción en un rango de temperatura de menor que TI + 30 °C es 30% o menos.

. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con reivindicación 5, caracterizado en que la generación de calor por el trabajo entre los pasos respectivos en la región de temperatura de no menor que TI + 30°C ni mayor que TI + 200°C en la segunda laminación en caliente es 18°C o menos.

8. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 5, caracterizado en que el periodo (t segundos) de tiempo de espera adicionalmente satisface la Expresión (4) de abajo, t < ti · · ¦ (4)

9. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 5, caracterizado en que el periodo (t segundos) de tiempo de espera adicionalmente satisface la Expresión (5) de abajo, ti < t ti x 2.5 · · · (5)

10. El método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotrópica de acuerdo con la reivindicación 5, caracterizado en que el enfriamiento primario se inicia entre las estaciones de laminación. RESUMEN DE LA INVENCIÓN La presente invención proporciona una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que contiene bainita, que tiene excelente capacidad de ser moldeada o trabajabilidad isotrópica. Esta lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que contiene bainita contiene, en términos de % en masa, 0.07-0.2%, excluyendo 0.07% de C, 0.001-2.5% de Si, 0.01-4% de Mn, hasta 0.15% de P (excluyendo 0%), hasta 0.03% de S (excluyendo 0%), hasta 0.01% de N (excluyendo 0%), y 0.001-2% de Al, con el resto comprendiendo Fe e impurezas incidentales. En la parte central de la dirección de espesor que se extiende desde 5/8 hasta 3/8 del espesor de la lámina en términos de profundidad desde una superficie de la lámina de acero, el promedio de los valores de la densidad de polo de las orientaciones {100}<011> a {223}<110> es 4.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal {332}<113> es 4.8 o menos. La lámina de acero tiene un diámetro de grano de cristal promedio de 10 µta o menos y una temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy (vTrs) de -20°C o menos. La lámina de acero tiene una microestructura que comprende 35% o menos de ferrita pro-eutectoide y una fase generada por la transformación de baja temperatura como el resto .