MX2013010664A - Lamina de acero laminada en caliente y proceso para producir la misma. - Google Patents

Abstract

Una lámina de acero laminada en caliente que contiene componentes químicos incluyendo por lo menos un elemento seleccionado de Ti, REM y Ca y que tiene una estructura metalográfica que comprende ferrita como la fase principal, martensita y/o austenita retenida como la segunda pase, y una pluralidad de inclusiones, en donde la longitud total de dirección de laminado de grupos de inclusiones que tienen cada uno de ellos una longitud de dirección de laminado de 30 µm o más larga e inclusiones independientes que tienen cada una de ellas una longitud de dirección de laminado de 30 µm o más larga es 0-0.25 mm por mm2.

Description

LÁMINA DE ACERO LAMINADA EN CALIENTE Y PROCESO PARA PRODUCIR LA MISMA Campo técnico La presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en caliente que tiene estructura mixta y que muestra alta resistencia, excelente formabilidad y excelentes propiedades de fractura, y a un método de producción de la misma. 1 Se reclama prioridad de la solicitud de patente japonesa No. 2011-060909, presentada en Japón el 18 de marzo de 2011, y -la solicitud de patente japonesa No. 2011-064633, presentada en Japón el 23 de marzo de 2011, el contenido de las cuales es incorporado aquí por referencia-. , Técnica antecedente En · años recientes, a fin de reducir el peso de los automóviles, se han realizado intentos para incrementar la resistencia de las láminas de acero. En general, el incremento de la resistencia de las láminas de acero conduce a un deterioro de la formabilidad tal como una capacidad de expansión de agujero, y el adelgazamiento de la lámina para reducción de peso conduce a una disminución en la vida a fatiga. Por consiguiente, para desarrollar una lámina de acero que muestre la alta resistencia y que permita la reducción de peso de automóviles, es importante lograr mejoras en la formabilidad tales como la capacidad de expansión de agujero y en las propiedades de fatiga además del incremento en la resistencia de la lámina de acero.

Convencionalmente, se sabe que una excelente vida a fatiga se puede obtener al producir acero que tenga estructura mixta que consista de ferrita y martensita. Como una- lámina de acero que muestra la alta resistencia y en la cual la capacidad de expansión de agujero se pretende que sea mejorada al producir el acero que tiene la estructura mixta, el documento de patente 1 describe una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia en donde una fracción de la microestructura del acero que consiste de la estructura mixta de ferrita, martensita y austenita residual es apropiadamente controlada. Los valores característicos de la lámina de acero que se obtiene por la técnica son resistencia a la tensión de 590 MPa o más y relación de expansión de agujero de aproximadamente 50%.

El documento de .patente 2 describe una 'lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia que consiste de una ' estructura mixta de ferrita y martensita, que es reforzada por precipitación por carburos de Ti 6 Nb. Los valores característicos de la lámina de acero que se obtiene por la técnica descrita son resistencia a la tensión de 780 MPa o más y relación de expansión de agujero de aproximadamente 50%.

Sin embargo, por ejemplo, para láminas de acero que se usan como miembros de suspensión o similares del automóvil, una lámina de acero que muestra excelente coexistencia de la resistencia a la tensión con la capacidad de expansión de agujero, tal como resistencia a la tensión de 590 MPa o más y relación de expansión de agujero de 60% o más como los valores característicos de la misma, es anticipada. En particular, una lámina de acero que tiene una relación de expansión de. agujero de 90% o más cuando la resistencia a la tensión es 590 MPa a menos de 780 MPa y que tiene una relación de expansión de agujero de 60% o más cuando la resistencia a la tensión es 780 MPa a 980 MPa es anticipada.

Además, puesto que la variación de cada medición de la relación de expansión de agujero es comparativamente grande, es necesario reducir una desviación estándar s de la relación de expansión de agujero que es un índice que representa la variación, además de un promedio prom de la relación de expansión de agujero a fin de mejorar la capacidad de expansión de agujero. Como se describió antes, en láminas de acero que se usan como los miembros de expansión de los automóviles, una lámina de acero que tiene preferiblemente una desviación estándar s de la relación de expansión de agujero de 15% o menos y que preferiblemente tiene una desviación estándar s de la relación de expansión de agujero es 10% o menos es anticipada.

Además, por ejemplo, en un caso en 'donde el automóvil circula sobre una banqueta y una fuerte '· carga de impacto es aplicada a las partes de la suspensión, puede ocurrir fractura desde una superficie de perforación de las partes de la suspensión como un punto de parjtida. En particular, puesto que la sensibilidad de la muesca se incrementa con un incremento en la resistencia de ;la lámina de acero, la fractura de la cara extrema de perforación, es fuertemente preocupante. Por esta razón, para las láminas de acero que se usan como materiales estructurales de las partes de la suspensión o similares, es necesario mejorar las propiedades de fractura. Como índices que representan las propiedades de fractura, la resistencia de inicio de grieta Je (unidad: J/m2) y la resistencia de propagación de grieta T.M. (módulo de desgarre) (unidad: J/m3) que son lo;s valores característicos que se obtienen por una prueba de doblez de tres puntos con ranura, y . temperatura de transición de apariencia de fractura vTrs (unidad: °C) y energía iabsorbida de Charpy E (unidad: J) que se obtienen por una prueba de impacto de Charpy pueden ser ejemplificados. La resistencia de inicio de grieta Je representa la resistencia al jinicio de las grietas (el inicio de fractura) de la lámina de ¡acero que compone el material estructural cuando se aplica la! carga de impacto. Por otra parte, la resistencia de propagación de grieta T.M. representa la resistencia a fractura a gran escala (la propagación de la fractura) de la lámina de acero que compone el material estructural. A fin de no disminuir la seguridad del material estructural cuando se aplica. la carga de impacto, es importante mejorar ambas resistencias.

De manera convencional, las técnicas en las cuales los valores característicos, en particular, la resistencia de inicio de grieta Je y la resistencia de propagación de grieta T.M. que son valores característicos obtenidos por la prueba de doblez de tres puntos con muesca que se pretende que sean mejorados, no se han descrito.

Además, el esfuerzo repetido se aplica a las partes de la suspensión para el automóvil. Por lo tanto, puesto que la ocurrencia de la fractura por fatiga está relacionada, las excelentes propiedades de fatiga también son requeridas para las láminas de acero que se usan como materiales estructurales tales como las partes de la suspensión.

Documentos de la técnica relacionada , Documentos de patente Documento de patente 1 Solicitud de patente japonesa no examinada, primera publicación No. H6-145792 Documento de patente 2 Solicitud dé patente japonesa no examinada, primera publicación No. H6-125194 Sumario de la invención Problema técnico La presente invención se logró en consideración de los problemas anteriormente descritos. Un objeto de la presente invención es proveer lámina de acero laminada en caliente, que tiene un excelente equilibrio entre propiedades de tensión y formabilidad y además que tiene excelentes propiedades de fractura y propiedades de fatiga, y un método de producción de la misma.

De manera especifica, la presente invención provee la. lámina de acero laminada en caliente que tiene una estructura mixta y que muestra alta resistencia, en: donde la lámina de acero laminada en caliente tiene las propiedades tales que: la resistencia a la tensión TS es 590 MPa o más y el valor de n (coeficiente de dureza de trabajo) es 0.13 o más como las propiedades de tensión; el promedio prom de la relación de expansión de agujero es 60% o más y la desviación estándar s de la relación de expansión de agujero es 15% o menos que la formabilidad; la resistencia de inicio ¡de grieta Je es 0.5 MJ/m2 o más, la resistencia de propagación de grieta T.M. es 600 MJ/m3 o más; la temperatura de transición de apariencia de fractura vTrs es -13°C o menor, y la energía absorbida de Charpy E es 16 J o más que las propiedades de fatiga; y la vida a fatiga en doblez del plano es 400000 veces o más que las propiedades de fatiga.

En particular, la presente invención provee la lámina de acero laminada en caliente en la cual, cuando la resistencia a la tensión TS es 590 MPa a menos de 780 MPa, en las propiedades anteriormente descritas, el promedio ??t??t? de la relación de expansión de agujero es 90% o , más, la resistencia de inicio de grieta Je es 0.9 J/m2 o más, y la energía absorbida de Charpy E es 35 J o más.

Solución al Problema Un aspecto de la presente invención utiliza, lo siguiente. (1) Una lámina de acero laminada en caliente de conformidad con un aspecto de la invención incluye,; como una composición química, en % en masa, 0.03% a 0.1% de C, 0.5% a 3.0% de Mn, por lo menos uno de Si y Al para satisfacer una condición de 0.5% < Si + Al < 4.0%, limitada a 0.1% o menos de P, limitada a 0.01% o menos de S, limitada a 0.02% o menos de N, por lo menos una seleccionada de 0.0001% a 0.3% de Ti, 0.00001% a 0.02% de metal de tierras raras, y 0.00001% a 0.01% de Ca, y el resto consistiendo en Fe e , impurezas inevitables, y como una estructura metalográfica, ' una ferrita como fase primaria, por lo menos una de una martensita y una austenita residual como una fase secundaria, y una pluralidad de inclusiones, en donde: las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química satisfacen una siguiente expresión 1; un tamaño de grano promedio de la ferrita que es la fase primaria es 2 µp? a 10 µp?; una fracción de área de la ferrita que es la fase primaria es 90% a 99%; una fracción de área de la martensita y la austenitá residual que son la fase secundaria es 1% a 10% en total; cuando una sección transversal cuya dirección normal corresponde a una dirección transversal de la lámina de acero se observa a 30 de los campos visuales por 0.0025 mm2, un promedio de un máximo de una relación de un eje mayor a un eje menor de cada una de las inclusiones en cada uno de los campos visuales es 1.0 a 8.0; cuando un grupo de inclusiones en el cual un eje mayor de cada una de las inclusiones es 3 um o menos son definidas como una inclusión independiente, una longitud total en la dirección de laminado del agregado de inclusiones cuya longitud en la dirección de laminado es 30 µp? o más y la inclusión dependiente cuya longitud en la dirección de laminado es 30 µp? o más es 0 mm a 0.25 mm por 1 mm2 de la sección transversal; una textura satisface que una relación de intensidad aleatoria de rayos X de un plano {211} que es paralelo a una superficie de laminado es 1.0 a 2.4; y una resistencia a la tensión es 590 MPa a 980 MPa. 12.0< (Ti/48 ) / (S/32) +{ (Ca/40) / (S/32) + (metal de tierras ráras/140) / (S/32) }xl5<150 (Expresión í) (2) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (1) puede incluir además, como la composición química, en % en masa, por lo menos uno de 0.001% á 0.1% de Nb, 0.0001% a 0.0040% de B, 0.001% a 1.0% de Cu, 0.001% a 1.0% de Cr, 0.001% a 1.0% de Mo, 0.001% a 1.0% de Ni, y 0.001% a 0.2% de V. (3) En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (1) o (2), cuando la lámina de acero laminada en caliente incluye, como la composición química, en % en masa, por lo menos uno de 0.0001% a 0.02% de metal de tierras raras y 0.0001% a 0.01% de Ca, el contenido de Ti puede ser 0.001% a menos de 0.08%. (4) En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (3), las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química pueden satisfacer una siguiente expresión 2; y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de cada una de las inclusiones en cada uno de los campos visuales puede ser 1.0 a 3.0. 0.3 < (metal de tierras raras/140) / (Ca/40) (Expresión 2) (5) En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (4) , una fracción de área de vainita y una perlita en la estructura metalográfica puede ser 0% a menos de 5.0% en total. (6) En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (5), un número total de MnS se precipita y CaS se precipita teniendo un eje mayor de 3 µp? o más puede ser 0% o menos que 70% en comparación con un número total de las inclusiones que tienen el eje mayor de 3 µp? o más. (7) En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera de (1) a (6), un tamaño de grano promedio de la fase secundaria puede ser 0.5 µ?? a 8. Ó µp?. (8) Un método de producción de la lámina' de acero laminada en caliente de conformidad con cualquiera ¡ de (1) a (7) incluye: un proceso de calentamiento de calentar una pieza de acero que está compuesta de la composición química de conformidad con cualquiera de (1) a (4) a un intervalo de 1200°C a 1400°C; un primer proceso de laminado en bruto de laminar en bruto la pieza de acero en un intervalo de temperatura mayor que 1150°C a 1400°C de modo que una reducción acumulativa es 10% a 70% después del proceso de calentamiento; un segundo proceso de laminado en bruto de laminar en bruto en un intervalo de temperatura mayor que 1070°C a 1150°C de modo que una reducción acumulativa es 10% a 25% después del proceso de laminado en bruto; un proceso de laminado de acabado de realizar laminado de acabado de modo que una temperatura de inicio es 1000°C a 1070°C y una temperatura de acabado es Ar3 + 60°C a Ar3 + 200°C para obtener una lámina de acero laminada en caliente después de la temperatura de acabado de modo que una velocidad de enfriamiento es 20°C/segundo a 150 °C/segundo después del proceso de laminado de acabado; un segundo proceso de enfriamiento de enfriar en un intervalo de temperatura de 650°C a 750°C de modo que la velocidad de enfriamiento es l°C/segundo y un tiempo de enfriamiento es 1 segundo a 10 segundos después del primer proceso de enfriamiento; un tercer proceso de enfriamiento de enfriar a un intervalo de temperatura de 0°C a 200 °C de modo que la velocidad de enfriamiento es 20°C/segundo a 150 °C/segundo después del segundo proceso de enfriamiento; y un proceso de enrollamiento de enrollar la lámina de acero laminada en caliente después del tercer proceso de enfriamiento.' (9) En el método de producción de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con (8) , en el primer proceso de laminado en bruto, el laminado , en bruto puede ser conducido por lo que la reducción acumulativa es 10% a 65%.

Efectos ventajosos de la invención De conformidad con los aspectos anteriores de la presente invención, es posible obtener una lámina de acero que tiene un excelente equilibrio entre las propiedades de tensión y formabilidad y además que tiene excelentes propiedades de fractura y propiedades de fatiga.

Breve descripción de los dibujos La figura 1 es una vista en planta que muestra el tamaño de la pieza de prueba para evaluación de las propiedades de fatiga.

La figura 2A es una vista explicativa para la prueba de doblez de tres puntos con muesca.

La figura 2B muestra una pieza de prueba con muesca para la prueba de doblez de tres puntos con muesca y es una vista en sección transversal que incluye la muesca cuya dirección normal corresponde a una dirección transversal de una lámina de acero.

La figura 2C muestra una pieza de prueba con muesca que es forzadamente fracturada después de la prueba de doblez de tres puntos con muesca y muestra una superficie con fractura que incluye la muesca.

La figura 3A es una curva de desplazamiento de carga que se obtiene por la prueba de doblez de tres puntos con muesca.

La figura 3B es una gráfica que muestra una relación entre una cantidad de propagación de grieta' Aa y energía de procesamiento J por 1 m2.

La figura AA es un esquema de un agregado de inclusiones que es un grupo de inclusiones.

La figura 4B es un esquema de una inclusión independiente que existe independientemente.

La figura 4C es un esquema de un agregado de inclusiones que incluye una inclusión cuya longitud en una dirección de laminado es 30 µp? o más.

La figura 5 es un diagrama que muestra una relación entre una longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones, un promedio de una relación de un eje mayor a un eje menor de las inclusiones, y un promedio prom de la relación de expansión de agujero.

La figura 6 es un diagrama que muestra una relación entre una longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones, y una desviación estándar s de la relación de expansión de agujero.

La figura 7 es un diagrama que muestra la relación entre una longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y la resistencia de propagación de grieta T.M.

La figura 8 es un diagrama que muestra lá relación entre el contenido de S, contenido de Ti, contenido de REM y contenido de Ca, y la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones.

La figura 9A es un diagrama que muestra lá relación entre la reducción acumulativa en un primer proceso de laminado en bruto y la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones.

La figura 9B es un diagrama que muestra lá relación entre la reducción acumulativa en el primer proceso de laminado en bruto y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones.

La figura 9C es un diagrama que muestra lá relación entre la reducción acumulativa en un segundo proceso de laminado en bruto y una relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211}. : La figura 9D es un diagrama que muestra lá relación entre la reducción acumulativa en el segundo proceso de laminado en bruto y un tamaño de grano promedio de ferrita.

Descripción de las modalidades De aquí en adelante, se describirá con detalle una modalidad preferible de la presente invención. Sin embargo, la presente invención no está limitada únicamente a la configuración que se describe en la modalidad, y son posibles varias modificaciones sin apartarse del aspecto de la presente invención.

Primero, se dará una descripción de los resultados de investigación básica que ha conducido a completar la presente invención. Para empezar, se dará una descripción de un método de medición de valores característicos que se requieren en la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad.

Las propiedades de tensión se determinaron a partir de una prueba de tensión con las siguientes condiciones.' De una porción de 1/2 en la anchura de la lámina de na lámina de acero de prueba, las piezas de prueba se prepararon de modo que una dirección de tensión fue paralela a una I dirección transversal de la lámina de acero de prueba . La prueba de tensión se condujo usando las piezas dé prueba. Entonces, la resistencia a la tensión (TS: resistencia a la tensión) y el punto de deformación (YP: punto de deformación) se determinaron. Aquí, en un caso en donde no se o¡bserva un punto de deformación claro, el esfuerzo de prueba dé 0.2% fue considerado como el punto de deformación. Además, el valor de n (coeficiente de dureza de trabajo) se determina como un valor aproximado de una regla de endurecimiento de ley de n-ésima potencia basada en esfuerzo verdadero y deformación verdadera que se calcularon de la prueba de tensión.: Aquí, un intervalo de la deformación cuando el valor de n se ¡determina que es 3% a 12%.

La capacidad de expansión de agujero se ; evaluó a partir de una prueba de expansión de agujero : con las siguientes condiciones. De la porción de 1/2 en la anchura de la lámina de la lámina de acero de prueba, 20 piezas de prueba en donde la longitud en la dirección de laminado fue 150 mm y la longitud en la dirección transversal fue 150 mm se prepararon para cada lámina de acero de prueba. Usando las piezas de prueba, la prueba de expansión de agujero se condujo con las siguientes condiciones. La evaluación de la capacidad de expansión de agujero se condujo con el promedio prom de la relación de expansión de agujero (unidad: %) que se determinó por los resultados de las 20 pruebas de promedio aritmético y con la desviación estándar (J (unidad: %) que se determinó a partir de la siguiente expresión 1. Aquí, ?? en la siguiente expresión I representa la i-ésima relación de expansión de agujero en el total de 20 pruebas.

(Expresión 1) Las condiciones de la prueba de expansión de agujero fueron como sigue. En la pieza de prueba, un agujero de perforación de 10 mm se proveyó usando un troquel de perforación con un diámetro de 10 mm bajo la condición en donde un espacio libre de perforación que se obtuvo dividiendo los intervalos entre el troquel de perforación y el agujero de dado por el espesor de la lámina de la pieza de prueba fuera de 12.5%. Enseguida, en el agujero de perforación en la pieza de prueba, un troquel cónico con un ángulo de 60° fue insertado desde la misma dirección que el troquel de perforación y el diámetro del agujero interno Df se midió en un punto de tiempo en donde una grieta que fue iniciada en la superficie del extremo de perforación penetró en. el espesor de la lámina dirección dé la pieza de prueba.

Entonces, la relación de expansión de agujero ?? (unidad: %) se determinó a partir de la siguiente expresión 2. Aquí, la penetración de la grieta en el espesor de la lámina se observó visualmente.

??= { ( Df-DO ) /DO } lOO (Expresión 2) Las propiedades de fatiga se evaluaron a partir de una prueba de fatiga con las siguientes condiciones. Las piezas de prueba con el tamaño mostrado en la figura 1 se prepararon a partir de las láminas de acero de prueba que fueron como se laminaron en caliente. En las figuras 1, la pieza de prueba para la prueba de fatiga se muestra como 11, la dirección de laminado se muestra como RD (dirección de laminado) , y la dirección transversal se muestra como TD (dirección transversal) . El esfuerzo repetido por doblez del plano se aplicó a una sección de cuello del centro de la pieza de prueba y la vida a fatiga en el doblez del plano, que fue el número de repeticiones hasta que las piezas de prueba fueron fracturadas por fatiga, se midió. La condición del esfuerzo repetido que se aplicó a las piezas de aprueba en la prueba de fatiga fue revertida por completo. De manera especifica, en un caso en donde la amplitud de esfuerzo = s?, las condiciones de la prueba de fatiga fueron controladas de modo que el cambio de esfuerzo con el tiempo que una onda seno en donde el esfuerzo máximo = s0, el esfuerzo mínimo = -s0, y el promedio del esfuerzo = 0. La amplitud de esfuerzo s0 ha de estar en un intervalo de 45% ± 10 MPa en comparación con la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero de prueba. Además, la prueba de fatiga se condujo por lo menos tres veces bajo condiciones con la misma amplitud de esfuerzo s0, y el promedio de la vida a fatiga en el doblez del plano por promedio aritmético de cada resultado de prueba se determinó. Las propiedades de fatiga se evaluaron por el promedio de la vida a fatiga en el doblez del plano.

Las propiedades de fractura se evaluaron por la resistencia de inicio de grieta Je (unidad: J/m2) y la resistencia de propagación de grieta T.M. (unidad: J/m3) que se obtuvieron por la prueba de doblez de tres puntos con muesca que se describirá más adelante, y la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs (unidad: "C) y la energía absorbida de Charpy E (unidad: J) que se obtuvieron por la prueba de impacto de Charpy.

Las condiciones de la prueba de doblez de tres puntos con muesca fueron como sigue. Cinco o más de las piezas de , prueba con muesca mostradas en la figura 2A y la figura 2B se prepararon de una lámina de acero de prueba por lo que la dirección longitudinal de la pieza de prueba fue paralela a la dirección transversal de la lámina de acero de prueba y la dirección de desplazamiento de la prueba de doblez de tres puntos con muesca correspondió a la dirección de laminado de la lámina de acero de prueba. La figura 2A es una vista explicativa para la prueba de doblez de tres puntos con muesca. En la figura 2A, una pieza de prueba para la prueba de doblez de tres puntos con muesca se muestra como 2 I, una muesca se muestra como 21, un punto de carga se muestra como 22, puntos de soporte se muestran como 23, y la dirección de desplazamiento se muestra como 24. La figura 2B es una vista en sección transversal de la pieza de prueba con muesca 21 antes de la prueba de doblez de tres puntos con muesca que incluye la muesca 21a cuya dirección normal corresponde a la dirección transversal TD de la lámina de acero de prueba. En las figúras 2B, la dirección de espesor de la lámina se muestra como ND (dirección normal) . Como se muestra en las figuras, la dirección longitudinal de la pieza de prueba 21 fue 20.8 mm, el espesor en la dirección de desplazamiento 24 de la pieza de prueba 21 fue 5.2 mm, la profundidad de la dirección de desplazamiento 24 de la muesca 21a fue 2.6 mm, el espesor C (valor en donde la profundidad de la dirección de desplazamiento 24 de la muesca 21a fue sustraída del espesor de la dirección de desplazamiento 24 de la pieza de prueba 21) de la dirección de desplazamiento 24 del ligamento fue 2.6 mm, y el espesor de la lámina B de la lámina de acero de prueba fue 2.9 mm.

Como se muestra en la figura 2?, usando la pieza de prueba 21, ambas secciones extremas en la dirección longitudinal de la pieza de prueba 21 se fijaron como los puntos de soporte 23 y la porción central de las mismas se fijaron el punto de carga 22, y la cantidad de desplazamiento (golpe) en la dirección de desplazamiento 24 del punto de carga fueron cambiados en forma variada, al conducir asi- la prueba de doblez de tres puntos con muesca. La pieza de prueba 21 después de la prueba de doblez de tres puntos con muesca fue sometida a tratamiento con calor en donde la pieza de prueba se mantuvo durante 30 minutos a 250°C en la atmósfera y después se enfrió con aire. Por el tratamiento con calor, la superficie de fractura que se derivó de la prueba de doblez de tres puntos con muesca fue oxidada y coloreada. La pieza de prueba 21 después del tratamiento con calor se enfrió usando nitrógeno liquido a la temperatura del nitrógeno liquido, y después la pieza de prueba 21 fue forzadamente fracturada a la temperatura por lo que lo grieta propagada a lo largo de la dirección de desplazamiento 24 desde la muesca 21a de la pieza de prueba 21. La 'figura 2C ilustra una superficie de fractura que incluye la muesca en la pieza de prueba con muesca 21 que fue forzadamente fracturada después de la prueba de doblez de tres puntos con muesca. En la superficie de fractura, como resultado de la oxidación y coloración, fue posible distinguir claramente la superficie de fractura derivada de la prueba de , doblez de tres puntos con muesca desde la superficie de fractura derivada de la fractura forzada. En la figura 2C, la superficie de fractura derivada de la prueba de doblez de tres puntos con muesca se muestra como 21b, la superficie de fractura derivada de la fractura forzada se muestra como 21c, la profundidad de la superficie de fractura 21b en una posición de 114 en el espesor de la lámina de la lámina de acero de prueba se muestra como Ll, la profundidad de la superficie de fractura 21b en una posición de 112 en el espesor de la lámina de la lámina de acero de prueba se muestra como L2s, y la profundidad de la superficie de fractura 21b en una posición de 3/4 en el espesor de la lámina de la lámina de acero de prueba se muestra cómo L3. La superficie de fractura 21b se observó, Ll, L2 y L3 se midieron, y después la cantidad de propagación de grieta Aa (unidad: m) se determinó a partir de la siguiente expresión 3.

Aa= (L1+L2+L3) /3 (Expresión 3).

La figura 3A ilustra una curva de desplazamiento de carga obtenida por la prueba de doblez de tres puntos con muesca. Como se muestra en la figura 3A, al integrar la curva de desplazamiento de carga, la energía de procesamiento A (unidad: J) correspondiente a la energía que se aplicó a la pieza de prueba 21 por la prueba se determinó. Entonces, usando la energía de procesamiento A, el espesor de la lámina B de la lámina de acero de prueba antes de la prueba de doblez de tres puntos con muesca, y el espesor^ C de la dirección de desplazamiento 24 del ligamento, la emergía de procesamiento J (unidad: J/m2) por 1 m2 se determinó a partir de la siguiente expresión 4.

J = (2xA)/(BxC) (Expresión 4) La figura 3B es una gráfica que muestra la relación entre la cantidad de propagación de grieta Aa y la energía de procesamiento J por 1 m cuando las condiciones de golpe son cambiadas de manera variada en la prueba de doblez de tres puntos con muesca. Como se muestra en la figura 3B, una intersección entre una línea de regresión lineal con respecto a Aa y J y una línea recta que pasó a través de un origen y cuya inclinación fue 3 x (YP + TS)/2 se determinó. El valor de la energía de procesamiento J por 1 m2 en la intersección se consideró como la resistencia de inicio de grieta Je (unidad: J/m2) que fue un valor que representó la resistencia al inicio de grieta de la lámina de acero de prueba. Además, una inclinación de la línea de regresión lineal se ; consideró como la resistencia de propagación de grieta T.M. (unidad: J/m3) que representó la resistencia a la propagación de grieta de la lámina de acero de prueba. La resistencia de inicio de grieta Je es un valor de índice que representa el grado de la energía de procesamiento que es necesario para iniciar la grieta. De manera específica, la resistencia de inicio de grieta Je representa la resistencia al inicio de la grieta (el inicio de la fractura) de la lámina de¦ acero que compone el material estructural cuando se aplica la carga de impacto. La resistencia de propagación de grieta ?\.?. es un valor de índice que representa el grado de la energía de procesamiento que es necesario para propagar la grieta. De manera específica, la resistencia de propagación de grieta T.M. representa la resistencia a fractura a gran escala (la propagación de la fractura) de la lámina de acero que compone el material estructural. Las propiedades de fractura de la lámina de acero se evaluaron por la resistencia de inicio de grieta Je y la resistencia de propagación de grieta T.M, Las condiciones de la prueba de impacto ,de Charpy fueron las siguientes. Piezas de prueba con muesca en V se prepararon por lo que la dirección longitudinal de la pieza de prueba fue paralela a la dirección transversal de la lámina de acero de prueba. Con respecto al tamaño dé la pieza de prueba, la longitud de la pieza de prueba en la dirección longitudinal fue 55 mm, el espesor en la dirección en donde el impacto se aplicó a la pieza de prueba fue 10 mm, el espesor en una dirección que intersecó con la dirección longitudinal y la dirección de impacto de la pieza de prueba fue 2.5 mm, y una profundidad de la muesca en V fue 2 mm y un ángulo de la misma fue 45°. Al conducir la prueba de impacto de Charpy usando las piezas de prueba, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs (unidad: Oc) y la energía absorbida de Charpy E (unidad: J) se determinaron.

Aquí, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs era una temperatura en donde una fracción de la fractura dúctil fue 50%, y la energía absorbida de Charpy 1 E fue un • valor que se obtuvo cuando la temperatura de prueba fue temperatura ambiente (23°C ± 5°C) . Las propiedades de fractura de la lámina de acero se evaluaron por la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs y la énergía absorbida de Charpy E.

Como los valores característicos anteriormente descritos, la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad satisface que la resistencia a la tensión TS es 590 Pa o más, el promedio ????t de la relación de expansión de agujero es 60% o más, la desviación estándar s de la relación de expansión de agujero es 15% o menos, la vida a fatiga en el doblez del plano es 400000 veces o más, la resistencia de inicio de grieta Je es 0.5 MJ/m2 o más, la resistencia de propagación de grieta T.M. es 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs es -13°C o inferior, y la energía absorbida de Charpy E es 16 J o más.

Enseguida, se dará una descripción del método de medición de la composición química, el método de observación de la estructura metalográfica, y similares de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad.

La composición química de la lámina de acero fue analizada cuantitativamente usando EPMA (Micro-Analizador de Sonda de Electrones: micro-análisis de rayos X con sonda de electrones), AAS (Espectrómetro de Absorción ; Atómica: espectrometría de absorción atómica) , ICP-AES (Espectrómetro de Emisión de Plasma-Atómica Inductivamente Acoplado: espectrometría-espectroscopia de emisión de plasma-atómica inductivamente acoplado) , o ICP- S (Espectrómetro de Plasma-Masa Inductivamente Acoplado: espectrometría de análisis de plasma-masa inductivamente acoplado) .

La observación de la estructura metalográfica de la lámina de acero fue conducida usando los siguienteá métodos. Las piezas de prueba para observación de estructura metalográfica se cortaron de una porción de 1/4 en la anchura de la lámina de la lámina de acero, por lo que una sección transversal (de aquí en adelante, sección transversal L) cuya dirección normal correspondía a la dirección transversal fue una sección observada. Después, las piezas de prueba se pulieron a espejo. Usando las piezas de prueba después del pulimentado a espejo, inclusiones que fueron incluidas en la estructura metalográfica se observaron a una amplificación de 400 veces por un microscopio óptico por lo que el área observada estaba en la vecindad de la porción central del espesor de la lámina en la sección transversal L anteriormente descrita. Además, grabado de Nital o grabado de Le Pera se condujeron sobre las piezas de prueba después de pulimentado a espejo, y la observación se condujo de las fases metálicas tales como ferrita, martensita, residual austenita, bainita, perlita y similares.

El tamaño de grano promedio de ferrita se determinó como sigue. La distribución de orientación del cristal se midió por escalones de 1 µ?? usando un método de EBSD (patrón de difracción retro-diseminada de electrones) , por lo que el área observada estaba en la porción central del espesor de la lámina en la sección transversal y fue un área de 500 µ?? en la dirección normal y 500 µp? en la dirección de laminado. Después, puntos en donde la orientación errónea fue 15° o más fueron conectados, que fueron considerados colindancias de grano de ángulo alto. El promedio aritmético de diámetros de circulo equivalentes de cada grano de cristal que füe rodeado por los limites de grano de ángulo alto se determinaron y se consideraron como el tamaño de grano promedio de la ferrita. En este tiempo, entre cada uno de los puntos de medición que fueron medidos por el método de EBSD, los granos de cristal en donde el valor de IQ (calidad de imagen) fue 100 o más se consideraron como la ferrita, y los granos de cristal en donde e valor de IQ fue 100 o menos se consideraron como fases metálicas con la excepción de la ferrita.

Las fracciones de área tales como ferrita, martensita, austenita residual, bainita, perlita y! similares se determinaron por análisis de imagen de micrografia metalográfica . .

Además, para la investigación de las inclusiones, la longitud total (unidad: mm/mm2) en la dirección de laminado de las inclusiones que se definieron como se describe más adelante se midió.

La existencia de las inclusiones causa un deterioro de la capacidad de expansión de agujero, porque las inclusiones forman huecos en el acero durante la deformación de la lámina de acero y promueven la fractura dúctil. Más aún, a medida que la forma de las inclusiones es alargada en la dirección de laminado de la lámina de acero, la concentración de esfuerzo en la vecindad de las inclusiones durante la deformación plástica de la lámina de acero se incrementa. De manera especifica, además de la existencia de las inclusiones, la capacidad de expansión de agujero es drásticamente influenciada por la forma de las inclusiones. De manera convencional, se sabe que la capacidad de expansión de agujero se deteriora drásticamente con un incremento en la longitud en la dirección de laminado de inclusiones individuales.

Los inventores de la presente descubrieron que, cuando una pluralidad de inclusiones tales como inclusiones alargadas, inclusiones esféricas, o similares se forman en un grupo al ser distribuidas con intervalos predeterminados en la dirección de laminado de la lámina de acero que es la dirección de grieta propagación, la capacidad de expansión de agujero se deteriora en común con las inclusiones que son alargadas individualmente. Esto parece ser causado al inducir grandes concentraciones de esfuerzo en la vecindad de los grupos, que se deriva del efecto sinergistico de las deformaciones que son inducidas en la vecindad, de cada inclusión que compone los grupos durante la deformación de la lámina de acero. Cuantitativamente, se descubrió que la capacidad de expansión de agujero se deteriora por la existencia del grupo de inclusiones, en las cuales un eje mayor de cada una de las inclusiones es 3 µp o más y las inclusiones se alinean¦ de modo que un intervalo a otras inclusiones adyacentes en una linea en la dirección de laminado de la lámina de acero es 50 µ?? o menos, en común con la inclusión que existe independientemente y es alargada. De aquí en adelante, el grupo de las inclusiones en las cuales los ejes mayores respectivos son 3 µp? o más y los intervalos en la dirección de laminado entre las inclusiones son 50 um o menos es referido como un agregado de inclusiones. Además, a diferencia del agregado de inclusiones, la inclusión que existe independientemente y en la cual el intervalo en la dirección de laminado entre las inclusiones es más de 50 µG? se refiere como una inclusión independiente. El eje mayor anteriormente descrito representa el diámetro más largo en la forma de sección transversal de la inclusión observada y usualmente corresponde al diámetro en la dirección de laminado .

Como se describió antes, a fin de mejorar la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero, es importante controlar la forma y distribución de las inclusiones como se describe más adelante.

La figura 4A es un esquema del agregado de inclusiones que es el grupo de inclusiones. En la figura 4A, las inclusiones en las cuales los ejes mayores respectivos son 3 µp\ o más se muestran como 41a a 41e, los intervalos entre inclusiones en la dirección de laminado se muestran como F, el agregado de inclusiones se muestra como G, y la longitud del agregado de inclusiones en la dirección de laminado se muestra como GL. Como se muestra en la figura 4A, el grupo de inclusiones en el cual el intervalo F es 50 um o menos a lo largo de la dirección de laminado RD de la lámina de* acero, específicamente, un grupo que incluye la inclusión 41b, la inclusión 41c, y la inclusión 41d, se considera como el agregado de inclusiones G. La longitud GL en la; dirección de laminado del agregado de inclusiones G se mide. El agregado de inclusiones G en donde la longitud GL es 30 um o más tiene una influencia sobre la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero. El agregado de inclusiones G en donde la longitud GL en la dirección de laminado es menor que 30 µp? tiene una influencia pequeña sobre la capacidad de expansión de agujero. Además, las inclusiones en las cuales el eje mayor es menor que 3 µ?? no se incluyen en el constituyente del agregado de inclusiones G ya que la influencia sobre la capacidad de expansión de agujero es pequeña aun cuando el intervalo F sea 50 µ?a o menos. Además, en la figura 4A, la inclusión 41a y la inclusión 41e se consideran respectivamente como las inclusiones independientes.

La figura 4B es un esquema de las inclusiones independientes. En las figuras 4B, las inclusiones en las cuales los ejes mayores respectivos son 3 µ?? o más se muestran como 41f a 41h, las inclusiones independientes se muestran como H, y la longitud de la inclusión independiente en la dirección de laminado se muestra como HL. Como se muestra en la figura 4B, las inclusiones en las cuales el intervalo F es más de 50 µp\ a lo largo de la dirección de laminado RD de la lámina de acero, específicamente, la inclusión 41f, la inclusión 41g, y la inclusión, 41h, son respectivamente consideradas como las inclusiones independientes H. La longitud HL en la dirección de laminado de la inclusión independiente H se mide. La inclusión independiente H en donde la longitud HL es 30 µ?? o más tiene una influencia sobre la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero. La inclusión independiente H en donde la longitud HL en la dirección de laminado es menor que 30 µt? tiene una pequeña influencia sobre la capacidad de expansión de agujero.

La figura 4C es un esquema del agregado de inclusiones G que incluye la inclusión en donde la longitud en la dirección de laminado es 30 µ?? o más. En las figuras 4C, inclusiones en las cuales los ejes mayores respectivos son 3 µ?? o más se muestran como 41i a 411. Además, en la figura 4C, la inclusión 41j tiene una longitud (eje'mayor) en la dirección de laminado de 30 µ? o más. En las figuras 4C, un grupo que incluye la inclusión 41j y la inclusión 41k y en las cual el intervalo F es 50 µp? o menos a lo largo de la dirección de laminado RD de la lámina de acero se considera como el agregado de inclusiones G, y las inclusiones 41i y las inclusiones 411 se consideran respectivamente como las inclusiones independientes H. Como se describió antes, puesto que la inclusión 41k en donde el intervalo F a la inclusión 41j es 50 um o menos existe incluso cuando el eje mayor de la inclusión 41j es 30 µp o más, la inclusión 41j se considera como una parte del agregado de inclusiones G. Además, de aquí en adelante, la inclusión independiente H que no es incluida en el agregado de inclusiones G y cuya longitud HL en la dirección de laminado es 30 µp? o más se refiere como inclusión alargada.

La longitud GL en la dirección de laminado del agregado de inclusiones G y la longitud HL en la dirección de laminado de la inclusión alargada (inclusión independiente H en donde la longitud HL en la dirección de laminado fue 30 µp? o más) se midieron completamente en un . campo visual observado, y la longitud total I (unidad: mm) de GL y HL se determinó al conducir las mediciones para una pluralidad de campos visuales. Una longitud total M (unidad: mm/mm2) que fue un valor convertido por 1 mm de área se determinó a partir de la longitud total I basada en la siguiente expresión 5. La longitud total tiene una influencia sobre la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero. Aquí, S es el área total (unidad: mm2) del campo visual observado .

=I/S (Expresión 5) La razón por la cual la longitud total M que es el valor convertido por 1 mm2 de área de la longitud total I se debe determinar, en lugar del promedio de la longitud total I que es la longitud en la dirección de laminado de las inclusiones anteriormente descritas, es como sigue.

Cuando el número de agregados de inclusiones G y las inclusiones alargadas (las inclusiones independientes H en donde la longitud HL en la dirección de laminado es 30 µp? o más) e la estructura metalográfica de la lámina de acero es pequeña, las grietas se propagan mientras los huecos que- se forman en la periferia de las inclusiones son interrumpidos durante la deformación de la lámina de acero. Por qtra parte, cuando el número de las inclusiones anteriormente descritas es grande, los huecos en la periferia de las inclusiones se forman en huecos largos continuos al ser conectados sin ser interrumpidos, que puede promover la fractura dúctil. La influencia del número de las inclusiones no está representado por el promedio de la longitud total I pero puede estar representado por la longitud total M. Por consiguiente, desde este punto, la. longitud total M por 1 mm de área en- la longitud GL en la dirección de laminado del agregado de inclusiones G y en la longitud HL en la dirección de laminado de las inclusiones alargadas se determinó. Como se describió antes, la longitud total M tiene una influencia sobre la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero.

La longitud total M tiene una influencia sobre las propiedades de fractura de la lámina de acero además de la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero. Durante la deformación de la lámina de acero, el esfuerzo se concentra en los agregados de inclusiones G e inclusiones alargadas (inclusiones independientes H en donde la longitud HL en la dirección de laminado es 30 um o más) y el inicio y propagación de grietas ocurre desde las inclusiones comó un punto de partida. Por lo tanto, en un caso en donde el valor de la longitud total- es grande, la resistencia de inicio de grieta Je y la resistencia de propagación de grieta T.M. disminuyen. Además, la energía absorbida de Charpy E, que es la energía requerida para fracturar una pieza de prueba en un intervalo de temperatura en donde ocurre fractura dúctil, es un índice influenciado tanto por la resistencia de inicio de grieta Je como la resistencia de propagación de grieta T.M. En un caso en donde el valor de la longitud total M es grande, la energía absorbida de Charpy E también disminuye de manera similar.

Además, la longitud total M también tiene una influencia sobre las propiedades de fatiga de la 'lámina de acero. Se encontró que la vida a fatiga tendió a disminuir con un incremento en el valor de la longitud total M. La razón de lo anterior parece ser que el número de los agregados de inclusiones G o las inclusiones alargadas, que actúan como el punto de partida de la fractura por fatiga, incrementa con un incremento en el valor de la longitud total M, por lo que la vida a fatiga disminuye como resultado.

Desde el punto de vista anterior, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones se midió, y con ello, el' promedio prom de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta, Je, la resistencia de propagación de grieta T.M., la energía absorbida de Charpy E, la vida a fatiga, y similares se evaluaron.

Además de la longitud total M, : como la investigación de las inclusiones, se condujo la medición para la relación del eje mayor al eje menor de la inclusión, que fue representada al dividir el eje mayor de la inclusión entre el eje menor de la inclusión. Las relaciones respectivas del eje mayor al eje menor se · midieron completamente para las inclusiones en un campo visual observado, y un máximo en las mismas se determinó. 30 veces de las mediciones fueron conducidas con diferentes campos visuales. Después, un promedio del máximo respectivo de las relaciones del eje mayor al eje menor que se determinaron en cada campo visual se determinó. De manera especifica, después de la sección transversal (sección transversal L) en donde estaba en una porción de 1/4 en la anchura de la lámina de la lámina de acero y cuya dirección normal correspondió a la dirección transversal fue pulida a espejo, las inclusiones fueron observadas usando un microscopio electrónico en 30 de los campos visuales arbitrarios en la vecindad de la porción central del espesor de la lámina en la sección transversal L por lo que un campo visual era 0.0025 mm (50 µ?? x 50 um) , el máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones en cada campo visual se determinó, y el promedio de los 30 campos visuales se determinó.

En un caso en donde la forma de cada una de las inclusiones es redonda y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor es pequeño incluso cuando la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones tenga los mismos valores, la concentración de esfuerzo en la vecindad de las inclusiones durante la deformación de la lámina de acero disminuye, y el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero, la résistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E son preferiblemente mejoradas. Por lo tanto, la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se determina. Además, puesto que se encontró a partir de los experimentos que el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones y la desviación estándar o de la relación de expansión de agujero tuvieron una correlación, el promedio con respecto a la relación del eje mayor al eje menor se midió desde el punto de vista de evaluar la desviación estándar o de la relación de expansión de agujero.

Además de la composición química y estructura metalográfica de la lámina de acero, la textura de la lámina de acero se midió. La medición de la textura se condujo usando la medición de difracción de rayos X. La medición de difracción de rayos X fue conducida por un método de difractómetro o similar usando un tubo de rayos X apropiado. Como una pieza . de prueba para la medición de difracción de rayos X, piezas de prueba en las cuales la longitud en la dirección transversal fue 20 m y la longitud en la dirección de laminado fue 20 mm se cortó de una porción de 1/2 en la anchura de la lámina de la lámina de acero. Después de pulir mecánicamente las piezas de prueba de modo que una posición de 1/2 en el espesor de la lámina de la lámina de acero fuera la superficie de medición, la deformación fue eliminada por pulimentado electrolítico o similar. La pieza de prueba para medición de difracción de rayos X y un estándar de referencia que no tenía la textura en una orientación específica se midieron usando el método de difracción de rayos X o similar bajo las mismas condiciones, un valor en donde la intensidad de rayos X de la lámina de acero se dividió entre la intensidad de rayos X del estándar de referencia se consideró como la relación de intensidad aleatoria de rayos X, Aquí, la relación de intensidad aleatoria de rayos X es sinónimo de la densidad polar. Además, en lugar de la medición de difracción de rayos X, la textura se puede medir usando el método de EBSD o un método de ECP (patrón de canalización de electrones) . Además, como la textura de la lámina de acero, la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} (que fue sinónimo de la densidad polar del plano {211} o con la intensidad reflejada {211}) se midió.

Enseguida, se dará una descripción del intervalo de limitación y razones para la limitación en relación con la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor a fin de que las propiedades de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad satisfacen que el promedio ??t??? de la relación de expansión de agujero es 60% o más, la desviación estándar o de la relación de expansión de agujero es 15% o menos, y la resistencia de propagación de grieta T.M. es 600 MJ/m3 o más.

La figura 5 es un diagrama que muestra una relación entre la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones, y el promedió ??t??? de la relación de expansión de agujero. La figura 6 es un diagrama que muestra una relación entre la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones, y la desviación estándar s de la relación de expansión de agujero.

Como se muestra en la figura 5, el promedio ??^p? de la relación de expansión de agujero de la lámina de acero es mejorado con una disminución en el valor de la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y con una disminución en el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor. Además, como se muestra en la figura 6, la . desviación estándar o de la relación de expansión de agujero es mejorada con la disminución en el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones. Aquí, se muestra que, cada uno de los datos que se grafican en la figura 5 y la figura 6 satisface la configuración de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad con la excepción de una configuración relacionada con la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor.

De la figura 5 y figura 6, se entiende que el promedio prom de la relación de expansión de agujero puede ser controlado a 60% o más y la desviación estándar (3 puede ser controlada a 15% o menos al controlar la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones a 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2 y al controlar el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor a 1.0 a 8.0. La razón de lo anterior parece ser que la concentración de esfuerzo es aliviada en la vecindad de las inclusiones durante la deformación plástica de la lámina de acero al disminuir el valor de la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor como se describió antes. Es preferible que la longitud total M en la dirección de lamina'do de las inclusiones sea 0 mm/mm2 a 0.20 mm/mm2, y es más preferible que la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones sea 0 mm/mm2 a 0.15 mm/mm2. Además, se entiende que el promedio prom de la relación de expansión de agujero puede ser controlado a 65% o más y la desviación estándar (3 puede ser controlada a 10% o menos al : controlar preferiblemente el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor a 1.0 a 3.0. Es más preferible que el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor sea 1.0 a 2.0.

La figura 7 es un diagrama que muestra una relación entre la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y la resistencia de propagación de grieta T. . Del diagrama, se entiende que, en un caso en donde la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones es 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2, además del promedio ??G?p? y la desviación estándar s de la relación de expansión de agujero, la resistencia de propagación de grieta T.M. de 600 MJ/m3 o más también se satisface. En general, a fin de evitar que la fractura de la lámina de acero que compone el material estructural , es importante mejorar la resistencia de propagación de grieta T.M. Como se mencionó antes, la resistencia de propagación de grieta T.M. tiende a depender de la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones, y se encuentra que el control de la longitud total M al intervalo es importante.

Como se describió antes, al controlar la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones, es posible satisfacer las propiedades tales como el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar (J de la relación de expansión de agujero, y la resistencia de propagación de grieta T.M. Además, como se mencionó antes, la longitud total M también mejora las propiedades de fatiga. Enseguida, se dará una descripción de un método que controla la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor a los intervalos.

Los inventores de la presente encontraron que el agregado de inclusiones G y la inclusión alargada (inclusión independiente H en donde la longitud HL en la dirección de laminado fue 30 µ?? o más), que causó el incremento en la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones o el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones, fueron precipitados de nS que fueron alargados por el laminado o residuos de agente desulfurante que se añadió para desulfuración al hacer el acero. Además, se encontró que, aunque la influencia no fue grande en comparación con los precipitados de MnS o los residuos de agente desulfurante, CaS que se precipitó sin óxidos y sulfuros de REM (metal de tierras raras) como un núcleo y precipitados de aluminato de calcio o similar que fue una mezcla de CaO y alúmina también puede incrementar la longitud total M o el promedio de la relación del eje mayor al eje menor. Puesto que CaS y los precipitados de aluminato de calcio o similar puede convertirse en una forma que es alargada en la dirección de laminado mediante laminado, la capacidad de expansión de agujero de la lámina de acero, las propiedades de fractura, o similar pueden deteriorarse. Como resultado de la investigación del método que suprimió las inclusiones a fin de mejorar las propiedades tales como el promedio Xprom de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar s de la relación de expansión de agujero, y la resistencia de propagación de grieta T.M., se encontró que lo siguiente era importante.

Primero, es importante reducir el contenido de S que se une a Mn para suprimir los precipitados de MnS. Desde el punto de vista, en la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, para reducir totalmente todo el contenido de S en el acero, el limite superior del mismo ha de ser 0.01% en masa.

Además, puesto que se forman precipitados de TiS a temperatura más alta que el intervalo de temperatura de formación de MnS cuando se añade Ti, es posible reducir la cantidad de precipitados de MnS. De manera similar, puesto que los sulfuros de REM o Ca se forman cuando se añade REM o Ca, es posible reducir la cantidad de precipitados de MnS. Por lo tanto, la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad contiene por lo menos uno seleccionado del grupo que consiste de, en % en masa, Ti: 0.001% a 0.3%, REM: 0.0001% a 0.02%, y Ca : 0.0001% a 0.01%. Aunque es posible reducir la cantidad de precipitados de MnS al seleccionar Ca, a fin de suprimir la precipitación de CaS, aluminato de calcio, o similar, el limite superior del contenido de Ca ha de ser 0.01% en masa. El intervalo de limitación y las razones para la limitación de la composición química de la lámina de acero laminada en caliente se describirá, con detalle más adelante.

Además, a fin de suprimir los precipitados de MnS, es necesario incluir estequiométricamente la cantidad más grande de Ti, REM o Ca que la de S. Por lo tanto, la relación entre el contenido de S, el contenido de Ti, el contenido de REM y el contenido de Ca y la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones se investigó. La figura 8 es un diagrama que muestra una relación entre el contenido de S, el contenido de Ti, el contenido de REM, y el contenido de Ca y la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones. Se encontró que, cuando el valor de (Ti/48) / (S/32)+{ (Ca/40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32) } x 15 fue 12.0 a 150, la longitud total M fue 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2. De manera específica, en la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, es necesario ; que las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química satisfaga la siguiente expresión 6. Al satisfacer la expresión 6, se considera que la formación de precipitados alargados de MnS es suprimida. Además, aunque no se muestra en los diagramas, se encontró que, en un caso en donde la siguiente expresión 6 fue satisfecha, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones fue 1.0 a 8.0. Además, se encontró que, incluso en un caso en donde todos de Ti, RE y Ca se incluyeron simultáneamente en el acero, o en un caso en donde por lo menos uno seleccionado de T'i, REM y Ca fue incluido en el acero, la longitud total M fue 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2 y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones fue 1.0 a 8.0, cuando la siguiente expresión 6 fue satisfecha. 12.0< (Ti/48 )/ (S/32) +{ (Ca/40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32) }xl5< (Expresión 6) A fin de control la longitud total M a 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2 y de controlar el promedio de la relación del eje mayor al eje menor a 1.0 a 8.0, además de satisfacer la expresión 6, la reducción acumulativa ha de ser 10% a 70% en un intervalo de temperatura mayor que 1150°C a 1400°C en el primer proceso de laminación en bruto como se describe más adelante. El método de producción de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad se describirá con detalle más adelante.

De conformidad con la configuración anteriormente descrita, es posible controlar la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor. Sin embargo, a fin de mejorar adicionalmente las propiedades de la lámina de acero, es preferible reducir CaS que se precipita sin óxidos y sulfuros de REM como el núcleo y reducir los precipitados de aluminato de calcio o similar. A fin de reducir los precipitados, las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química puede satisfacer la siguiente expresión 7. Se encontró que, cuando la siguiente expresión 7 fue satisfecha, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones fue preferiblemente 1.0 a 3.0. Más aún, en un caso en donde Ti o REM se añade al acero, puesto que el contenido de Ca puede ser tan pequeño como sea posible, no es necesario determinar un límite superior de la siguiente expresión 7. 0.3<(REM/140) / (Ca/40) (Expresión 7) En un caso en donde REM se añade lo suficiente en comparación con Ca para satisfacer la expresión 7, CaS o similar cristalizas o precipitados mientras que óxidos de REM esféricos o sulfuros de REM actúan como los núcleos; Por otra parte, puesto que los óxidos de REM o los sulfuros de REM que actúan como los núcleos son reducidos cuando la relación de REM a Ca es reducida y la expresión 7 no es satisfecha, el CaS o similar en el cual los óxidos de REM o los sulfuros de REM no actúan como los núcleos se precipita excesivamente. Las inclusiones pueden tener una forma que es alargada en la dirección de laminado debido al laminado. Como se describió antes, cuando la expresión 7 es satisfecha, la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones es preferiblemente controlada.

A fin de controlar el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones a 1.0 a 3.0, además de satisfacer la expresión 7, es preferible que la reducción acumulativa sea 10% a 65% en un intervalo de temperatura de más de 1150°C a 1400°C en el primer proceso de laminado en bruto como se describe más adelante. El método de producción de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad se describirá con detalle más adelante.

Subsiguientemente, se dará una descripción de los elementes base de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad y del intervalo de limitación y razones para la limitación. De aquí en adelante, el % en la descripción representa % en masa.

C: 0.03 a 0.1% ! El C (carbono) es un elemento que contribuye a una mejora en la resistencia a la tensión TS . Cuando el contenido de C es insuficiente, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs puede incrementarse debido a engrosamiento de la estructura metalográfica . Además, cuando el contenido de C es insuficiente, puede ser difícil obtener la fracción de área destinada de martensita y austenita residual. Por otra parte, cuando el contenido de C es excesivo, el promedio prom de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E pueden disminuir. Por esta razón, el contenido de C ha de ser 0.03% a 0.1%. Preferiblemente, el contenido de C puede ser 0.04% a 0.08%. Muy preferiblemente, el contenido de C puede ser 0.04% a 0.07%.

Mn: 0.5% a 3.0% El Mn (manganeso) es un . elemento que contribuye a una mejora en la resistencia' a la tensión TS de la lámina de acero como un elemento de refuerzo de solución sólida. A fin de obtener la resistencia a la tensión TS destinada, el contenido de Mn ha de ser 0.5% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Mn es más de 3.0%, el agrietamiento durante el laminado en caliente ocurre fácilmente. Por esta razón, el contenido de Mn ha de ser 0.5% a 3.0%. Además, cuando el contenido de Mn es más de 3.0%, la transformación de ferrita es suprimida y la fracción de área de la martensita y la austenita residual puede incrementarse. Para controlar preferiblemente la fracción de área de la ferrita que es la fase primaria y la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria, el contenido de Mn puede ser 0.8% a 2.0%. Muy preferiblemente, el contenido de Mn puede ser 1.0% a 1.5%. 0.5%<Si+Al<4.0% A fin de obtener la resistencia a la tensión TS destinada y la fracción de área destinada de la ferrita, por lo menos uno seleccionado del grupo que consiste de Si (silicio) y Al (aluminio) está contenido. ? fin de obtener el efecto, por lo menos uno de Si y Al está contenido y la cantidad de Si + Al ha de ser 0.5% o más. Sin embargo, cuando por lo menos uno de Si y Al está contenido y la cantidad de Si+Al es más de 4.0%, el promedio prom de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Preferiblemente, el contenido puede ser 1.5% a 3.0%. Muy preferiblemente aún, el contenido puede ser 1.8% a 2.6%.

Si: 0.5% a 2.0% El Si (silicio) es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tensión TS del acero y a la promoción de la ferrita transformación. A fin de obtener la resistencia destinada a la tensión y la fracción de área destinada de la ferrita, es preferible que el contenido de Si sea 0.5% o más. Sin embargo, cuando el contenido de ¡Si es más de 2.0%, la resistencia puede incrementar excesivamente y el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Si puede ser 0.5% a 2.0%.

Al: 0.005% a 2.0% El Al (aluminio) es un elemento que desoxida el acero fundido, y un elemento que contribuye a una mejora en la resistencia a la tensión TS. Para obtener de manera suficiente el efecto, es preferible que el contenido de Al sea 0.005% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Al es más de 2.0%, la resistencia puede incrementar excesivamente y el promedio ??t??t? de la relación de expansión dé agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Al puede ser 0.005% a 2.0%.

La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad además contiene por lo menos uno seleccionado del grupo que consiste de Ti, REM y Ca en el siguiente contenido.

Ti: 0.001% a 0.3% El Ti (titanio) es un elemento que contribuye a una mejora de la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero al precipitarse finamente como TiC. Además, Ti es un elemento que suprime la precipitación de MnS que es alargado durante la laminación al precipitarse como TiS. Por lo tanto, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones puede disminuir. A fin de obtener el efecto, el contenido de Ti ha de ser 0.001% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Ti es más de 0.3%, la resistencia puede incrementar excesivamente, y el promedio ?t?p? de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E puede disminuir. Por esta razón, el contenido de Ti ha de ser 0.001% a 0.3%. Preferiblemente, el contenido de Ti puede ser 0.01% a 0.3%. Muy preferiblemente, el contenido de Ti puede ser 0.05% a 0.18%. Muy preferiblemente todavía, el contenido de Ti puede ser 0.08% a 0.15%.

REM: 0.0001% a 0.02% El REM (metal de tierras raras) es un elemento que suprime la formación de MnS al unirse a S en el acero. Además, REM es un elemento que disminuye el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones y la longitud total M en la dirección de laminado al esferoidizar la forma de los sulfuros tales como MnS. Cuando el contenido de REM es menor que 0.0001%, el efecto de suprimir la formación de MnS y el efecto de esferoidización de la forma de los sulfuros tales como MnS pueden no obtenerse lo suficiente. Además, cuando el contenido de REM es más de 0.02%, las inclusiones que incluyen los óxidos de REM se pueden formar excesivamente, y el promedio prom de la relación de expansión de agujero, la resistencia de 1 inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E puede disminuir. Por esta razón, el contenido de REM ha de ser 0.0001% a 0.02%. Preferiblemente, el contenido de REM puede ser 0.0005% a 0.005%. Muy preferiblemente, el contenido de REM puede ser 0.001% a 0.004%.

Aquí, REM representa un nombre genérico para un total de 17 elementos, específicamente 15 elementos desde lantano con número atómico 57 a lutecio con número atómico 71, escandio con número atómico 21, e itrio con número atómico 39. En general, REM es suministrado en el estado de metal mixto que es una mezcla de los elementos, y se añade al acero.

Ca: 0.0001% a 0.01% El Ca (calcio) es un elemento que suprime la formación de MnS al unirse a S en el acero. Además, Ca es un elemento que disminuye el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones y la longitud total en la dirección de laminado al esferoidizar la forma de los sulfuros tales como MnS. Cuando el contenido de Ca es menor que 0.0001%, el efecto de suprimir la formación de MnS y el efecto de esferoidizar la forma de los sulfuros tales como MnS puede no obtenerse de manera suficiente. Además, cuando el contenido de Ca es más de 0.01%, CaS y el aluminato de calcio que tiende a ser inclusiones con una forma alargada puede formar excesivamente, y la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor puede incrementarse. Por esta razón, el contenido de Ca ha de ser 0.0001% a 0.010/0. Preferiblemente, el contenido de Ca puede ser 0.0001% a 0.005%. Muy preferiblemente, el contenido de Ca puede ser 0.001% a 0.003%. Además preferiblemente, el contenido de Ca puede ser 0.0015% a 0.0025%.

En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, por lo menos uno de Ti, REM, y Ca se incluye como se describió antes, y simultáneamente, las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química satisfacen la siguiente expresión 8. Aquí, se dará una descripción detallada de la impureza S. Al satisfacer la siguiente expresión 8, la cantidad de precipitados de MnS en el acero disminuye, y es posible obtener un efecto de disminuir el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones y la longitud total en la dirección de laminado de las inclusiones. De esta manera, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones es controlada a 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2 y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones es controlado a 1.0 a 8.0. Como resultado, es posible obtener un efecto de mejorar el promedio ??G??? de la relación de expansión de agujero de las láminas de acero, la desviación estándar s, la resistencia de inicio de grieta Je, la resistencia de propagación de grieta T.M., la energía absorbida de Charpy E, y la vida a fatiga. Cuando el valor de la siguiente expresión 8 es menor que 12.0, los efectos anteriores pueden no ser obtenidos. Preferiblemente, el valor anterior puede ser 30.0 o más. Además, puesto que es preferible que la cantidad de S que es la impureza disminuya, no es necesario determinar un límite superior de la siguiente expresión 8. Sin embargo, en un caso en donde la siguiente expresión 8 es 150 o menos, el efecto anterior preferiblemente puede ser obtenido. 12.0< (Ti/48 ) / (S/32) +{ (Ca/40 )/( S/32 )+( REM/140 ) / (S/32) }xl5<150 (Expresión 8) Cuando la gran cantidad de Ti se incluye dentro del intervalo anterior, la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero es mejorada. Por ejemplo, cuando el contenido de Ti es 0.08% a 0.3%, es posible controlar la resistencia ,a la tensión TS de la lámina de acero a 780 MPa a 980 MPa, y simultáneamente, controlar la vida a fatiga en el doblez del plano a 500000 veces o más. La razón de lo anterior sé deriva del refuerzo de precipitación de TiC. Por otra parte, cuando no se añade Ti, o cuando la pequeña cantidad de Ti se incluye dentro del intervalo anterior, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero son mejoradas. Por ejemplo, cuando no se añade. Ti, o cuando el contenido de Ti es 0.001% a menos de 0.08%, aunque la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero as 590 MPa a menos de 780 MPa, es posible controlar el promedio prom de la relación de expansión de agujero a 90% o más, la resistencia de: inicio de grieta Je a 0.9 MJ/m2 o más, y la energía absorbida de Charpy E a 35 J o más. La razón de lo anterior se deriva de la disminución en la cantidad de precipitados de TiC. Como se describió antes, dependiendo del. propósito de la lámina de acero, es preferible control el contenido de Ti. Cuando no se añade Ti, a fin de controlar la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor, es preferible que por lo menos uno de REM y Ca esté contenido. Además, cuando la pequeña cantidad de Ti se incluye dentro del intervalo anterior, a fin de controlar la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor, es preferible que por lo menos uno de REM y Ca esté contenido. De manera especifica, cuando por lo menos uno de 0.0001% a 0.02% de REM y 0.0001% a 0.01% de Ca está contenido, es preferible que el contenido de Ti sea 0.001% a menos de 0.08%. Cuando por lo menos uno de 0.0001% a 0.02% de REM y 0.0001% a 0.005% de Ca está contenido, es más preferible que el contenido de Ti sea 0.01% a menos de 0.08%.

Además, desde el punto de vista de suprimir el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones, es preferible que la cantidad de Ca y REM satisfaga la siguiente expresión 9. Cuando la siguiente expresión 9 es satisfecha, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones es preferiblemente controlado a 1.0 a 3.0. De manera específica, es preferible que las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química satisfagan la siguiente expresión 9 y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones sea 1.0 a 3.0. Muy preferiblemente, el valor anterior puede ser 1.0 a 2.0.

Como resultado, es posible obtener excelentes efectos adicionales para el promedio prom de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar (J de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, la energía absorbida de Charpy E, y similares. La razón de lo anterior se deriva del hecho de que, en un caso en donde REM se añade lo suficiente en comparación con Ca para satisfacer la siguiente expresión 9, CaS o similar se cristaliza o se precipita mientras que el REM esférico se oxida o los sulfuros de REM actúan como los núcleos. 0.3<(REM/140) / (Ca/40) (Expresión 9) La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad contiene impurezas inevitables además de los elementos de base descritos anteriormente. Aquí, las impurezas inevitables indican elementos tales como P, S, N, O, Pb, Cd, Zn, As, Sb, y similares que contamina inevitablemente de materiales auxiliares tales como desperdicios y similares y de procesos de producción. En los elementos, P, S, y N están limitados a los siguientes para obtener los efectos satisfactorios. Además, es preferible que las impurezas inevitables con la excepción de P, S, y N estén limitadas respectivamente a 0.02% o menos. Incluso cuando 0.02% o menos de cada impureza es incluida, los efectos anteriores no son afectados. Aunque el intervalo de limitación de las impurezas incluye 0%, es industrialmente difícil ser establemente 0%. De aquí en adelante, el % en la descripción representa % en masa.

P: 0.1% o menos El - P (fósforo) es una impureza > que es inevitablemente contaminada. Cuando el contenido de P es más de 0.1%, la cantidad de segregación de P en los límites del grano incrementa, lo que conduce a un deterioro en el promedio ??^p? de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E. Por esta razón, el contenido de P es limitado a 0.1% o menos. Puesto que es preferible que el contenido de P sea tan pequeño como es posible, el intervalo de limitación incluye 0%. Sin embargo, no es técnicamente fácil de controlar el contenido de P a 0%, y también el costo de producción del acero incrementa para ser establemente menor que 0.0001%. Por lo tanto, preferiblemente, el intervalo de limitación del contenido de P puede ser 0.0001% a :0¿1%. Muy preferiblemente, el intervalo de limitación puede ser 0.001% a 0.03%.

S: 0.01% o menos El S (azufre) es una impureza que es inevitablemente contaminada. Cuando el contenido de S es más de 0.01%, la gran cantidad de MnS se forma en el acero durante el calentamiento de la pieza de acero y MnS es alargado por laminado en caliente. Por lo tanto, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones puede incrementarse, y no eS posible obtener las propiedades destinadas tales como el promedio prom de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar 0, la resistencia de inicio de grieta Je, la resistencia- de propagación de grieta T. ., la energía absorbida de Charpy E, y la vida a fatiga. Por esta razón, el contenido de S es limitado a 0.01% o menos. Puesto que es preferible que el contenido de S sea tan pequeño como sea posible, el intervalo de limitación incluye 0%. Sin embargo, no es técnicamente fácil controlar el contenido de S a 0%, y también el costo de producción del acero se incrementa para ser establemente menor que 0.0001%. Por lo tanto, preferiblemente, el intervalo de limitación del contenido de S puede ser 0.0001% a 0.01%. Además, en un caso en donde la desulfuración mediante el uso de un agente de sulfurización no es conducida durante el refinamiento secundario, puede ser difícil de controlar el contenido de S a menos de 0.003%. En este caso, preferiblemente, el contenido de S puede ser 0.003% a 0.01%.

N : 0.02% o menos El N (nitrógeno) es una impureza que es inevitablemente contaminada. Cuando el contenido de Ñ es más de 0.02%, N forma precipitados con Ti y Nb, y la cantidad de precipitados de Tic es reducida. Como resultado, la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero disminuye. Por esta razón, el contenido de N es limitado a 0.02% o menos. Puesto que es preferible que el contenido de N sea tan pequeño como sea posible, el intervalo de limitación incluye 0%. Sin embargo, no es técnicamente fácil controlar el contenido de N a 0%, y también el costo de producción del acero se incrementa para ser establemente menor que 0.0001%. Por lo tanto, preferiblemente, el intervalo de limitación del contenido de N puede ser 0.0001% a 0.02%. Además, para suprimir de manera más efectiva una disminución en la resistencia a la tensión TS, es preferible que el contenido de N sea 0.005% o menos.

La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad además puede contener por lo menos uno seleccionado del grupo que consiste de Nb, B, Cu, Cr, Mo, Ni, y V como elementos opcionales, ademas de los elementos de base e impurezas antes mencionados. De aquí en adelante, se describirá el intervalo de limitación y las razones para la limitación de los elementos opcionales. Además, el % en la descripción representa % en masa.

Nb: 0.001% a 0.1% El Nb (niobio) es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tensión TS del acero al refinar los granos. A fin de obtener el efecto, es preferible que el contenido de Nb sea 0.001% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Nb es más de 0.1%, el intervalo de temperatura en donde ocurre recristalización dinámica durante laminado en caliente puede ser estrecho. Por lo tanto, una textura de laminado que está en un estado no recristalizado y que conduce a incrementar la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} permanece excesivamente después del laminado en caliente. Se dará una descripción detallada de la textura. Cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} es excesivamente incrementada: como la textura, el promedio prom de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E puede deteriorar. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Nb puede ser 0.001% a 0.1%. Muy preferiblemente, el contenido de Nb puede ser 0.002% a 0.07%. Muy preferiblemente todavía, el contenido de Nb puede ser 0.002% a menos de 0.02%. Además, siempre que el contenido de Nb sea 0% a 0.1%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada.

B: 0.0001% a 0.0040% El B (boro) es un elemento que contribuye a la mejora de la resistencia a la tensión TS del acero al refinar los granos. A fin de obtener el efecto, es preferible que el contenido de B sea 0.0001% o más. Sin embargo, cuando el contenido de B es más de 0.0040%, el intervalo de temperatura en donde ocurre recristalización dinámica durante laminado en caliente puede ser estrecho. Por lo tanto, una textura de laminado que está en un estado no recristalizado y que conduce a incrementar la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} permanece excesivamente después del laminado en caliente. Cuando la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} es excesivamente incrementada como la textura, el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E pueden deteriorar. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de B puede ser 0.0001% a 0.0040%. Muy preferiblemente, el contenido de B puede ser 0.0001% a 0.0020%. Muy preferiblemente todavía, el contenido de B puede ser 0.0005% a 0.0015%. Además, siempre que el contenido de B sea 0% a 0.0040%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada .

Cu: 0.001% a 1.0% El Cu es un elemento que tiene un efecto de mejorar la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero laminada en caliente por refuerzo de la precipitación o refuerzo de solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Cu es menor que 0.001%, el efecto no se obtiene. Por otra parte, cuando el contenido de Cu es más de 1.0%, la resistencia puede incrementar excesivamente, y el promedio ??G??? de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Cu puede ser 0.001% a 1.0%. Muy preferiblemente, el contenido de Cu puede ser 0.2% a 0.5%. Además, siempre que el contenido de Cu es 0% a 1.0%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada.

Cr: 0.001% a 1.0% De manera similar, el Cr es un elemento que tiene un efecto de mejorar la resistencia a la tensión , TS de la lámina de acero laminada en caliente por refuerzo de la precipitación o refuerzo de solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Cr es menor que 0.001%, el efecto no se obtiene. Por otra parte, cuando, el contenido de Cr es más de 1.0%, la resistencia puede incrementar excesivamente, y el promedio prom de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Cr puede ser 0.001% a 1.0%. Muy preferiblemente, el contenido de Cr puede ser 0.2% a 0.5%. Además, siempre que el contenido de Cr es 0% a 1.0%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada.

Mo: 0.001% a 1.0% De manera similar, el Mo es un elemento que tiene un efecto de mejorar la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero laminada en caliente por refuerzo de la precipitación o refuerzo de solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Mo es menor que 0.001%, el efecto no se obtiene. Por otra parte, cuando el contenido de Mo es más de 1.0%, la resistencia puede incrementar excesivamente, y el promedio prom de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Mo puede ser 0.001% a 1.0%. Muy preferiblemente, el contenido de Mo puede ser 0.001% a 0.03%. Además preferiblémente, el contenido de Mo puede ser 0.02% a 0.2%. Además, siempre que el contenido de Mo sea 0% a 1.0%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada.

Ni: 0.001% a 1.0% De manera similar, el Ni es un elemento < que tiene un efecto de mejorar la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero laminada en caliente por refuerzo de la precipitación o refuerzo de solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Ni es menor que 0.001%, el efecto no se obtiene. Por otra parte, cuando el contenido de Ni es más de 1.0%, la resistencia puede incrementar excesivamente, y el promedio prom de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de Ni puede ser 0.001% a 1.0%. Muy preferiblemente, el contenido de Ni puede ser 0.05% a 0.2%. Además, siempre que el contenido de Ni sea 0% a 1.0%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada.

V: 0.001% a 0.2% De manera similar, el V es un elemento qué tiene un efecto de mejorar la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero laminada en caliente por refuerzo de la precipitación o refuerzo de solución sólida. Sin embargo, cuando el contenido de V es menor que 0.001%, el efecto no se obtiene. Por otra parte, cuando el contenido de V es más de 0.2%, la resistencia puede incrementar excesivamente, y el promedio ??G??? de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Por esta razón, preferiblemente, el contenido de V puede ser 0.001% a 0.2%. Muy preferiblemente, el contenido de V puede ser 0.005% ,a 0.2%. Además preferiblemente, el contenido de V puede ser 0.01% a 0.2%. Muy preferiblemente todavía, el contenido de V puede ser 0.01% a 0·.15%. Además, siempre que el contenido de V sea 0% a 0.2%, cada uno de los valores característicos de la lámina de acero laminada en caliente no es negativamente influenciada.

Además, la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad puede contener 0% a 1% en total de Zr, Sn, Co, W, y Mg según sea necesario.

Enseguida, se dará una descripción de la estructura metalográfica y la textura de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad.

La estructura metalográfica de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad incluye una ferrita como la fase primaria, por lo menos uno de una martensita y una austenita residual como la fase secundaria, y muchas inclusiones. Al formar la estructura mixta, es posible lograr tanto la resistencia a la tensión TS alta como el alargamiento (valor de n) . La razón de lo anterior parece ser que la ductilidad es asegurada por la ferrita que es la fase primaria y comparativamente suave y que la resistencia a la tensión TS es asegurada por la fase secundaria que es dura. Además, al formar la estructura mixta, se obtienen las propiedades preferibles de fatiga. La razón de lo anterior parece ser que la propagación de las grietas por fatiga es suprimida por la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria y son comparativamente duras. A fin de obtener el efecto, en la estructura metalográfica de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, la fracción de área de la fase primaria ha de ser 90% a 99%, y la fracción de área de la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria ha de ser 1% a 10% en total. Cuando la fracción de área de la fase primaria es menor que 90%, puesto que la estructura metalográfica no es controlada a la estructura mixta destinada, no es posible obtener el efecto anterior. Por otra parte, es técnicamente difícil controlar la fracción de área de la fase primaria a más de 99%. Además, cuando la fracción de área de la fase secundaria es más de 10% en total, la fractura dúctil es promovida, y el promedio prom del valor de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E se deterioran. Por otra parte, cuando la fracción de área de la fase secundaria es menor que 1% en total, ya que la estructura metalográfica no es controlada a la estructura mixta destinada, no es posible obtener el efecto anterior, Preferiblemente, la fracción de área e la fase primaria puede ser 95% a 99%, y la fracción de área de la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria puede ser 1% a 5% en total.

Además, en la estructura metalográfica, además de la ferrita que es la fase primaria, la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria, y la pluralidad de inclusiones, una pequeña cantidad dé bainita, perlita, cementita, o similar puede ser incluida. En la estructura metalográfica, preferiblemente, la fracción de área de la bainita y la perlita puede ser 0% a menos de 5.0% en total. Como resultado, es preferible que la estructura metalográfica sea controlada a la estructura mixta, destinada y se obtenga el efecto anterior.

El tamaño de grano promedio de la ferrita que es la fase primaria ha de ser 2 µp? a' 10 um. Cuando el tamaño de grano promedio de la ferrita que es la fase primaria es 10 µp? o menos, es posible obtener la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs destinada. Además, a fin de controlar el tamaño de grano promedio de la ferrita que es la fase primaria a menos de 2 µp?, es necesario seleccionar condiciones de producción estrictas, y la carga en la instalación de producción es grande. Por esta razón, el tamaño de grano promedio de la ferrita que es' la fase primaria ha de ser 2 a 10 µp?. Preferiblemente, el tamaño de grano promedio puede ser 2 µp? a 7 µ??. Además, preferiblemente, el tamaño de grano promedio puede ser 2 µp? a 6 µp?.

Es preferible que el tamaño de grano promedio de la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria sea 0.5 µp? a 8.0 µ??. Cuando el tamaño de grano promedio de la fase secundaria es más de 8.0 µ??, la concentración de esfuerzo que es inducida en la vecindad de la fase secundaria puede incrementarse, y las propiedades tales como el promedio ??G??t? de la relación de expansión de agujero puede disminuir. Además, a fin de controlar el tamaño de grano promedio de la fase secundaria a menos de 0.5 µp, es necesario seleccionar condiciones de producción estrictas, y la carga en la instalación de producción es grande. Por esta xazón, el tamaño de grano promedio de la fase secundaria puede ser 0.5 µp? a 8.0 µp? .

Con respecto a las inclusiones que se incluyen en la estructura metalográfica, cuando la sección transversal L cuya dirección normal corresponde a la dirección transversal de la lámina de acero se observa en 30 de los campos visuales por 0.0025 mm2, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones en cada uno de los campos visuales ha de ser 1.0 a 8.0. Cuando el promedio anterior de la relación del eje mayor al eje menor es más de 8.0, la concentración de esfuerzo en la vecindad de las inclusiones durante la deformación de la lámina de acero incrementa, y no es posible obtener las propiedades destinadas del promedio ??^p\ de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar 0, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E. Por otra parte, aunque el límite inferior del promedio anterior de la relación del eje mayor al eje menor no está particularmente limitado, es técnicamente difícil controlar el valor anterior a menos de 1.0. Por esta razón, el promedio anterior de la relación del eje mayor al eje menor ha de ser 1.0 a 8.0. Además, preferiblemente, el promedio anterior de la relación del eje mayor al eje menor puede ser 1.0 a 3.0. Cuando el promedio anterior de la relación del eje mayor al eje menor es 1.0 a 3.0, es posible obtener el efecto preferible para el promedio ??G??t? de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar o de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E.

Además, con respecto a las inclusiones que se incluyen en la estructura metalográfica, cuando un grupo de las inclusiones en el cual un eje mayor de cada una de las inclusiones es 3 um o más y el intervalo F en la dirección de laminado entre las inclusiones es 50 µp? o menos se definen como el agregado de inclusiones G, y cuando una inclusión en la cual el intervalo F es más de 50 µ?? se definen como la inclusión independiente H, la longitud total M en la dirección de laminado tanto del agregado de inclusiones G cuya longitud en la dirección de laminado GL es 30 µp? o más como la inclusión independiente H cuya longitud en la dirección de laminado HL es 30 µ?? o más ha de ser 0 µ?? a 0.25 mm por 1 mm2 de la sección transversal L cuya dirección normal corresponde a la dirección transversal de la; lámina de acero .

Cuando las inclusiones satisfacen la condición anterior, es posible obtener el efecto preferible para el promedio ??t??? de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar (J de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, la resistencia de propagación de grieta T.M., la energía absorbida de Charpy E, y las propiedades de fatiga. Además, la longitud total M puede ser cero. Preferiblemente, la longitud total M puede ser 0 mm a 0.15 mm por 1 mm2 de la sección transversal L cuya dirección normal corresponde a la dirección transversal de la lámina de acero.

Además, con respecto a~ las inclusiones que se incluyen en la estructura metalográfica, es preferible que un número total de precipitados de MnS y precipitados de CaS que tienen el eje mayor de 3 µ? o más sea 0% a menos de 70% en comparación con el número total de las inclusiones que tienen el eje mayor de 3 µ?? o más. Cuando el número total de precipitados de MnS y precipitados de CaS que se incluyen en las inclusiones es 0% a menos de 70%, es posible controlar preferiblemente la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor. Además, puesto¦ que las inclusiones que tienen el eje mayor es menor que 3 µt? tienen una influencia pequeña sobre las propiedades tales como el promedio ??^p? de la relación de expansión de agujero y similares, no es necesario tomar en cuenta las inclusiones.

Además, las inclusiones como se describió antes principalmente indican los sulfuros tales como MnS y CaS, los óxidos tales como el compuesto CaO-Al203 (aluminato de calcio) , los residuos del agente de desulfuración tal como CaF2, y o similar en el acero.

Con respecto a la textura de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} (intensidad reflejada {211}) ha de ser 1.0 a 2.4. Cuando la intensidad reflejada {211} es más de 2.4, la anisotropía de la lámina de acero es excesiva. Por lo tanto, en la expansión de agujero, la reducción de espesor de la lámina incrementa en la superficie extrema en la dirección de laminado que es sometida a deformación por tensión en la dirección transversal, el esfuerzo alto es inducido en la superficie extrema, y las grietas tienden a iniciarse y propagase. Como resultado, el promedio prom de la relación de expansión de agujero se deteriora. Además, cuando la intensidad reflejada {211} es más de 2.4, la resistencia de inicio de grieta Je y la energía absorbida de Charpy E también se deterioran. Por otra parte, es técnicamente difícil controlar la intensidad reflejada {211} a menos de 1.0. Por esta razón, la intensidad reflejada {211} ha de ser 1.0 a 2.4. Preferiblemente, la intensidad reflejada {211} puede ser 1.0 a 2.0. Además, la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211}, la intensidad reflejada {211}, y la densidad polar del plano {211} son sinónimos. Además, aunque la relación de intensidad aleatoria de rayos X del plano {211} es básicamente medida por el método de difracción de rayos X, puesto que las diferencias en los resultados de medición no se observan incluso cuando la medición es conducida por el método de EBSD o el método de ECP, la medición puede ser conducida por el método de EBSD o el método de ECP.

Además, el método de medición de la composición química, la estructura metalográfica, y la textura, y las definiciones tales como la relación de intensidad 1 aleatoria de rayos X, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones, y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones son como se describió antes. : En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, la composición química, la estructura metalográfica, y la textura son satisfechas, por lo que la resistencia a la tensión TS es 590 MPa a 980 MPa. Además, en la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, la composición química, la estructura metalográfica, y la textura son satisfechas, por lo que el promedio prom de la relación de expansión de agujero es 60% o más, la desviación estándar o de lk relación de expansión de agujero es 15% o menos, la vida a fatiga en el doblez del plano es 400000 veces o más, la resistencia de inicio de grieta Je es 0.5 MJ/m2 o más, la resistencia de propagación de grieta T.M. es 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs es 13°C o inferior, y la energía absorbida de Charpy E es 16 J o más.

En la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad, como se describió antes, es preferible controlar la resistencia a la tensión TS al controlar el contenido de Ti de conformidad con el uso destinado de la lámina de acero. Por ejemplo, aunque la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero es 590 MPa a menos de 780 MPa cuando el contenido de Ti es 0.001 a menos de 0.08%, es posible controlar el promedio prom de la relación de expansión de agujero a 90% o más, la resistencia de inicio de grieta Je a 0.9 MJ/m2, y la energía absorbida de Charpy E a 35 J o más en las propiedades anteriores-. Por ejemplo, cuando el contenido de Ti es 0.08% a 0.3%, es posible controlar la resistencia a la tensión TS de la lámina de acero a 780 MPa a 980 MPa, y es posible controlar la vida a fatiga en el doblez del plano a 500000 veces o más en las propiedades anteriores. Como se describió antes, en un caso en donde el contenido de Ti es cambiado de conformidad con el uso destinado de la lámina de acero, a fin de controlar la longitud total M y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor al intervalo de limitación destinado, la cantidad de REM y Ca puede ser controlada según sea necesario como se describió antes.

Enseguida, se dará una descripción del método de producción de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad.

Un método de producción de la lámina !de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad incluye: un proceso de calentamiento de calentar una pieza de acero que consiste de la composición química, anteriormente descrita a un intervalo de 1200°C a 1400°C; un primer proceso de laminado en bruto de laminado en bruto la pieza de acero en un intervalo de temperatura de mayor que 1150°C a 1400°C por lo que una reducción acumulativa es 10% a 70% después del calentamiento; un segundo proceso de laminado en bruto de laminado en bruto en un intervalo de temperatura de mayor que 1070°C a 1150°C por lo que una reducción acumulativa es 10% a 25% después del primer proceso de laminado en bruto; un proceso de laminado de acabado de laminado de acabado de modo que que una temperatura de inicio es 1000°C a 1070°C y una temperatura de acabado es Ar3 + 60°C a Ar3 + 200°C para obtener una lámina de acero laminada en caliente después del segundo proceso de laminado en bruto; un primer proceso de enfriamiento de enfriar el acero laminado en caliente desde la temperatura de acabado por lo que una velocidad de enfriamiento es 20°C/segundo a 150 °C/segundo después del proceso de laminado de acabado; un segundo proceso de enfriamiento de enfriar en un intervalo de temperatura de 650°C a 750°C de modo que la velocidad de enfriamiento es l°C/segundo a 15°C/segundo y un tiempo de enfriamiento es 1 segundo a 10 segundos después del primer proceso de enfriamiento; un tercer proceso de enfriamiento de enfriar a un intervalo de temperatura de 0°C a 200 °C por lo que la velocidad de enfriamiento es 20°C/segundo a 150 °C/segundo después del segundo proceso de enfriamiento; y un proceso de enrollamiento de enrollar la lámina de acero laminada en caliente después del tercer proceso de enfriamiento. Además, Ar3 representa a temperatura en donde la transformación de ferrita empieza durante el enfriamiento.

En el proceso de calentamiento, una pieza de acero que consiste de la composición química anteriormente descrita y que es obtenida por colado continuo o similar sé calienta en un horno de calentamiento. A fin de obtener la resistencia a la tensión TS destinada, el calentamiento temperatura en el proceso ha de ser 1200°C a 1400°C. Cuando la temperatura es menor que 1200°C, los precipitados que incluyen Ti y Nb no se disuelven lo suficiente y se engrosan en la pieza de acero, por lo que el refuerzo de precipitación por los precipitados de Ti y Nb pueden no ser obtenidos. Por lo tanto, la resistencia a la tensión TS destinada pueden no ser obtenida. Además, cuando la temperatura es menor que 1200 °C, MnS no se disuelve lo suficiente en la pieza de acero, por ;lo que no puede ser posible hacer que el S se precipite como los sulfuros con Ti, REM, y Ca. Por lo tanto, las propiedades destinadas para el promedio ??G?p? del valor de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E pueden no ser obtenidos. Por otra parte, cuando la pieza de. acero es calentada a más de 1400°C, los efectos anteriores son saturados y el costo del calentamiento también se incrementa.

En el primer proceso de laminado en bruto, el laminado en bruto es conducido a la pieza de acero que se tomó del horno de calentamiento. En el primer laminado en bruto, el laminado en bruto es conducido por lo; que una reducción acumulativa es 10% a 70% en un intervalo de temperatura de mayor que 1150°C a 1400°C. Cuando la reducción acumulativa en el intervalo de temperatura es más de 70%, tanto la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones como el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones pueden incrementarse. Por lo tanto, las propiedades tales como el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero, la desviación estándar s, la resistencia de inicio de grieta Je, la resistencia de propagación de grieta T.M., la energía absorbida de Charpy E, y la vida a fatiga se pueden deteriorar. Por otra parte, aunque el límite inferior de la reducción acumulativa en el primer proceso de laminado en bruto no está particularmente limitado, el valor anterior ha de ser 10% o más en consideración de eficiencia de producción y similares en los procesos subsiguientes. Además, preferiblemente, la reducción acumulativa en el primer proceso de laminado en bruto puede ser 10% a 65%. De esta manera, bajo la condición en donde la composición de la pieza de acero se satisface 0.3< (REM/140) / (Ca/40) , es posible controlar el promedio de la relación del eje mayor al eje menor a 1.0 a 3.0. Además, al controlar el intervalo de temperatura a mayor que 1150°C a 1400°C, es posible para obtener los efectos anteriores.

En el segundo proceso de laminado en bruto, el laminado en bruto es conducido por lo que un reducción acumulativa es 10% a 25% en un intervalo de temperatura de mayor que 1070°C a 1150°C. Cuando la reducción acumulativa es menor que 10%, el tamaño de grano promedio de la estructura metalográfica puede engrosarse, y el tamaño de grano promedio de la ferrita destinado que es 2 µp? a 10 µp? pueden no ser obtenidos. Como resultado, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs destinada puede no ser obtenida. Por otra parte, cuando la reducción acumulativa es más de 25%, la intensidad reflejada {211} as la textura puede incrementarse. Como resultado, las propiedades destinadas tales como el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero, la resistencia de inicio de grieta Je, y la energía absorbida de Charpy E pueden no ser obtenidos. Además, al controlar el intervalo de temperatura a mayor que 1070°C a 1150°C, es posible para obtener el efecto anterior.

Aquí, se dará una descripción de los resultados de investigación básica en relación con el primer proceso de laminado en bruto y el segundo proceso de laminado en bruto.

Al usar los aceros de prueba que consistían de la composición de acero como se muestra en la siguiente Tabla 1, las láminas de acero fueron producidas al cambiar de manera variada la reducción acumulativa en el primer laminado en bruto y el segundo laminado en bruto, y las propiedades de la lámina de aceros se investigaron. Además, las condiciones de producción con la excepción de la reducción acumulativa en el primer laminado en bruto y el segundo laminado en bruto de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la modalidad fueron satisfechas.

La figura 9A es un diagrama que muestra una relación entre la reducción acumulativa en el primer proceso de laminado en bruto y la longitud total en la dirección de laminado de las inclusiones. La figura 9B es un diagrama que muestra una relación entre la reducción acumulativa en el primer proceso de laminado en bruto y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones. La figura 9C es un diagrama que muestra una relación entre la reducción acumulativa en el segundo proceso de laminado en bruto y la intensidad reflejada {211}. La figura 9D es un diagrama que muestra una relación entre la reducción acumulativa en el segundo proceso de laminado en bruto y el tamaño de grano promedio de la ferrita. Además, la reducción acumulativa representa una relación de reducción de la pieza de acero en el primer proceso de laminado en bruto y el segundo proceso de laminado en bruto sobre la base del espesor de la pieza de acero después del calentamiento. De manera especifica, la reducción acumulativa del laminado en bruto en el primer proceso de laminado en bruto se define como { (espesor de la pieza de acero antes de la primera reducción en un intervalo de temperatura de mayor que 1150°C a 1400°C - espesor de la pieza de acero después de la reducción final en un intervalo de temperatura de mayor que 1150°C a 1400°C) /espesor de la pieza de acero después del calentamiento x 100%}. La reducción acumulativa del laminado en bruto en el segundo proceso de laminado en bruto se define como { (espesor de la pieza de acero antes de la primera reducción en un intervalo de temperatura de mayor que Í070°C a 1150°C - espesor de' la pieza de acero después de la reducción final en un intervalo de temperatura de mayor que 1070°C a 1150°C) /espesor de la pieza de acero después del calentamiento x 100%}.

De la figura 9A, se entiende que, cuando la reducción acumulativa es más de 70% en un intervalo de temperatura e mayor que 1150°C a 1400°C, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones es excesivo, y la longitud total de 0 mm/mm2 a 0.25 mm/mm2 que es el intervalo destinado no se obtiene. Además, de la figura 9B, se entiende que, cuando la reducción acumulativa es más de 70% en un intervalo de temperatura de mayor que 1150°C a 1400°C, el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones es excesivo, y el promedio de la relación del eje mayor al eje menor de 1.0 a 8.0 que es el intervalo destinado no se obtiene. La razón de lo anterior parece ser que, como la reducción acumulativa del laminado en bruto que es conducida en un intervalo de temperatura más alto de mayor que 1150°C a 1400°C incrementa, las inclusiones tienden a ser alargadas por laminado. Además, de 'la figura 9B, se entiende que, cuando la reducción acumulativa es 65% o menos, el promedio de la relación del eje mayor al eje menor de 1.0 a 3.0 se obtiene.

De la figura 9C, se entiende que, cuando la reducción acumulativa en un intervalo de temperatura de mayor que 1070°C a 1150°C es más de 25%, la intensidad reflejada {211} es excesiva, y la intensidad reflejada {211} destinada de 1.0 a 2.4 no se obtiene. La razón de lo anterior parece que, cuando la reducción acumulativa del laminado en bruto que es conducida en un intervalo de temperatura que es una temperatura comparativamente baja tal como mayor que 1070°C a 1150°C es excesivamente grande, la recristalización no procede uniformemente después del laminado en bruto, y una estructura no recristalizada que conduce a incrementar la intensidad reflejada {211} permanece incluso después del laminado de acabado, por lo que la intensidad reflejada {211} se incrementa.

De la figura 9D, se entiende que, cuando la reducción acumulativa en un intervalo de temperatura mayor que 1070°C a 1150°C es menor que 10%, el tamaño de grano promedio de la ferrita es excesivo, y el tamañd de grano promedio destinado de 2 µp? a 10 µp? no se obtiene. La razón de lo anterior parece que, como la reducción acumulativa del laminado en bruto que es conducida en un intervalo de temperatura que> es una temperatura baja tal como mayor que 1070°C a 1150°C disminuye, el tamaño del grano de la austenita después de la recristalización se incrementa, y el tamaño de grano promedio de la ferrita de la lámina de acero también se incrementa.

Después del segundo proceso de laminado en bruto, como el proceso de laminado de acabado, el laminado de acabado es conducido a la pieza de acero para obtener la lámina de acero laminada en caliente. En el proceso de laminado de acabado, la temperatura de inicio ha de ser 1000°C a 1070°C. Cuando la temperatura de inicio del laminado de acabado es 1000°C a 1070°C, la recristalización dinámica es promovida en el laminado de acabado. Como resultado, la textura de laminado que es el estado no recristalizado es aliviada, y es posible para obtener la intensidad reflejada {211} destinada de 1.0 a 2.4.

Además, en el proceso de laminado de acabado, la temperatura de acabado ha de ser Ar3 + 60°C a Ar3 + 200°C. A fin de obtener la intensidad reflejada {211} destinada de 1.0 a 2.4 al evitar la textura de laminado que es el estado no recristalizado y que conduce a incrementar la intensidad reflejada {211} del resto, la temperatura de acabado es controlada a Ar3 + 60°C o más. Preferiblemente, la temperatura puede ser Ar3 + 100°C o más. Además, para obtener el tamaño de grano promedio destinado de la ferrita al evitar el tamaño del grano de engrosamiento excesivo, la temperatura de acabado es controlada a Ar3 + 200°C o menos.

Además, Ar3 se determina a partir de la siguiente expresión 10. En la siguiente expresión 10, el cálculo es conducido usando las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química.

Ar3=868-396xC+25xSi-68xMn-36xNi-21xCu-25xCr+30x o (Expresión 10) Subsiguientemente, la lámina de acero laminada en caliente que se obtiene por el proceso de laminado de acabado es enfriada en una mesa de corrimiento o similar. El enfriamiento de la lámina de acero laminada en caliente es conducido por el primer proceso de enfriamiento al tercer proceso de enfriamiento que ha de ser descrito más adelante. En el primer proceso de enfriamiento, la lámina de acero laminada en caliente que está a la temperatura de acabado del laminado de acabado se enfría a una temperatura de 650 °C a 750 °C por lo que una velocidad de enfriamiento es 20°C/segundo a 150 °C/segundo . Subsiguientemente, en el segundo proceso de enfriamiento, la velocidad de enfriamiento es cambiada a l°C/segundo a 15 °C/segundo, y el enfriamiento es conducido en un intervalo de temperatura de 650°C a 750°C durante un tiempo de enfriamiento de 1 segundo a 10 segundos. Subsiguientemente, en el tercer proceso de enfriamiento, la velocidad de enfriamiento es nuevamente regresada a 20°C/segundo a 150 °C/segundo, y el enfriamiento es conducido a un intervalo de temperatura de 0°C a 200°C. Como se describió antes, en el segundo proceso de enfriamiento, al conducir el enfriamiento de la lámina de acero laminada en caliente bajo la velocidad de enfriamiento que es más baja que la del primer proceso de enfriamiento y el tercer proceso de enfriamiento, es posible promover la transformación de ferrita. Como resultado, es posible obtener la lámina de acero laminada en caliente que tiene la estructura mixta des inada .

Cuando la velocidad de enfriamiento del primer proceso de enfriamiento es menor que 20 °C/segundo, el tamaño del grano de la ferrita puede incrementarse, y la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs se puede deteriorar. Además, debido a la restricción de la instalación de producción, es difícil controlar la velocidad de enfriamiento en el primer proceso de enfriamiento a más de 150 0C/segundo. Por esta razón, la velocidad de enfriamiento en el primer proceso de enfriamiento ha de ser 20 qC/segundo a 150 °C/segundo .

A fin de promover la transformación de ferrita y de controlar la 'fracción de área de la martensita y la austenita residual que son la fase secundaria al intervalo destinado, la velocidad de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento ha de ser 15°C/segundo o menos. Además, incluso cuando la velocidad de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento es menor que l°C/segundo, el efecto es saturado. Por esta razón, la velocidad de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento ha de ser l°C/segundo a 15°G/segundo.

Además, a fin de promover la transformación de ferrita y de controlar la fracción de área de la martensita y la austenita residual al intervalo destinado, el intervalo de temperatura en donde el segundo proceso de enfriamiento es conducido ha de ser 750 °C o menos en donde la transformación de ferrita es promovida. Además, cuando el intervalo de temperatura en donde el segundo proceso de enfriamiento es conducido es menor que 650°C, la formación de la perlita o la bainita es promovida, y por lo tanto, la fracción de la martensita y la austenita residual puede ser excesivamente pequeña. Por esta razón, el intervalo de temperatura en donde el segundo proceso de enfriamiento es conducido ha de ser 650° a 750°C.

Además, cuando el tiempo de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento es más de 10 segundos, la formación de la perlita que causa el deterioro en la resistencia a la tensión TS y la vida a fatiga es promovido, y por lo tanto, la fracción de la martensita y la austenita residual puede ser excesivamente pequeña. Además, a fin de promover la transformación de ferrita, el tiempo de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento ha de ser 1 segundo o más. Por esta razón, el tiempo de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento ha de ser 1 segundo a 10 segundos.

Cuando la velocidad de enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento es menor que 20°C/secjundo, la formación de la perlita y la bainita es promovida, y por lo tanto, la fracción de la martensita y la austenita residual puede ser excesivamente pequeña. Además, debido a la restricción de la instalación de producción, es difícil controlar la velocidad de enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento a más de 150°C/segundo. Por esta ,razón, la velocidad de enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento ha de ser 20°C/segundo a 150 °C/segundo .

Además, cuando la temperatura de acabado del enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento es mayor que 200°C, la formación de la bainita es promovida durante el proceso de enfriamiento que es el proceso subsiguiente, y por lo tanto, la fracción de la martensita y la 1 austenita residual puede ser excesivamente pequeña. Además, debido a la restricción de la instalación de producción, es difícil controlar la temperatura de acabado del enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento a menos de 0°C. Por esta razón, la temperatura de acabado del enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento ha de ser 0°C a 200°G.

Además, por ejemplo, la velocidad de enfriamiento de 20°C/segundo o más se obtiene por el enfriamiento tal como enfriamiento con agua o enfriamiento con niebla. Además, por ejemplo, la velocidad de enfriamiento de 15°C/segundo o menos se obtiene el enfriamiento tal como enfriamiento con aire.

Subsiguientemente, como el proceso de enfriamiento, la lámina de acero laminada en caliente es enrollada.

Las anteriores son condiciones de producción del método de laminado en caliente de conformidad con la modalidad. Sin embargo, según sea necesario, a fin de mejorar la ductilidad por la introducción de mover dislocaciones y de corregir la forma de la lámina de acero, el laminado de paso por membrana puede ser conducido. Además, según sea necesario, a fin de remover incrustaciones que se adhieren a la superficie de la lámina de acero laminada en caliente, la selección puede ser conducida. Además, según sea necesario, al usar la lámina de acero laminada en caliente obtenida, el laminado de paso por membrana que está en linea o fuera de linea o el laminado en frió puede ser conducido.

Además, según sea necesario, a fin de mejorar la resistencia a la corrosión de la lámina de acero, el revestimiento tal como un revestimiento de inmersión en caliente puede ser conducido. Además del revestimiento de inmersión en caliente, la aleación puede ser conducida.

Ejemplo De aquí en adelante, los efectos de un aspecto de la presente invención se describirán con detalle con referencia a los siguientes ejemplos-. Sin embargo, la condición en los ejemplos es una condición de ejemplo utilizada para confirmar la capacidad de operación y los efectos de la presente invención, por lo que la presente invención no está limitada a la condición de ejemplo. La presente invención puede utilizar varios tipos de condiciones siempre que las condiciones no se aparten del alcance de la presente invención y puedan lograr el objeto de la presente invención .

Los aceros fundidos que tienen las composiciones de acero A a MMMM como se muestra en las Tablas 2 a 4 se obtuvieron. Cada uno de los aceros fundidos se hizo conduciendo beneficio de convertidor y refinamiento secundario.. El refinamiento secundario se condujo en un desgasificador de vacio RH (Ruhrstahl-Hausen) , y la desulfuración se condujo añadiendo apropiadamente agente de desulfuración basado en CaO-CaF2-MgO . En algunas de las composiciones de acero, a fin de suprimir el resto del agente de desulfuración que tiende a ser la inclusión alargada, aceros que tienen contenido de S que corresponde a aquel después del refinamiento primario en el convertidor se produjeron sin conducir desulfuración. Las piezas de acero se obtuvieron por colado continuo usando los aceros fundidos, el laminado en caliente fue conducido bajo las condiciones de producción como se muestra en las Tablas 5 a 7, y las láminas de acero obtenidas se enrollaron. El espesor de la lámina de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas fue 2.9 mm.

Los valores característicos de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas, tales como las estructuras metalográficas, la textura, y las inclusiones se muestran en las Tablas 8 a 10. Las propiedades mecánicas de las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se muestran en las Tablas 11 a 13. Los métodos de medición de la estructura metalográfica, la textura, y las inclusiones, y los métodos de medición de las propiedades mecánicas se describieron antes. Como las propiedades de tensión, cuando la resistencia a la tensión TS fue S90 MPa o más y el valor de n fue 0.13 o más, se juzgó que era aceptable. Como la formabilidad, cuando el promedio ??G?p? de la relación de expansión de agujero fue 60% o más y la desviación estándar s de la relación de expansión de agujero fue 15% o menos, se juzgó que era aceptable. Como las propiedades de fractura, cuando la resistencia de inicio de grieta Je fue 0.5 MJ/m2 o más, la resistencia de propagación de grieta T.-M. fue 600 MJ/m3 o más, la temperatura de transición de aparición de fractura vTrs fue 13°C o inferior, y la energía absorbida de Charpy E fue 16 J o más, se juzgó que era aceptable. Como las propiedades de fatiga, cuando la vida a fatiga del plano de doblez fue 400000 veces o más, se juzgó que era aceptable. Además, el valor subrayado en las tablas indica fuera del intervalo de la presente invención. Además, en las tablas, al usar las cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química, un valor de (Ti/48) / (S/32) +{ (Ca/ 40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32) }xl5 está representado como "*1", y un valor de (REM / 140) / (Ca / 40) está representado como « *2" En las Tablas 2 a 13, se muestran los resultados de producción y los resultados de evaluación. Todos los ejemplos satisficieron los intervalos de la presente invención y son excelentes en, como la lámina de acero laminada en caliente, las propiedades de tensión, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga. Por otra parte, los ejemplos comparativos no satisficieron los intervalos de la presente invención como la lámina de acero laminada en caliente.

En el ejemplo comparativo 11, puesto que el contenido de C fue insuficiente, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó. Por lo tanto, las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 12, puesto que el contenido de C fue insuficiente, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó y la fracción de área de la fase secundaria disminuyó. Por lo tanto, las propiedades de tensión y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 26, puesto que el contenido de S fue excesivo, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones se incrementó . Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 27, puesto que el valor de fue insuficiente, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 28, puesto que el contenido de Mn fue excesivo, la fracción de área de la fase secundaria se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el . ejemplo comparativo 30, puesto que la reducción en el primer proceso de laminado en bruto fue excesiva, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo dé la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 32, puesto que la reducción en el segundo proceso de laminado en bruto fue excesiva, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 35, puesto que la reducción en el segundo proceso de laminado en bruto fue insuficiente, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó. Por lo tanto, las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 36, puesto que la temperatura de inicio en el proceso de laminado de acabado fue baja, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 37, puesto que la temperatura de acabado en el proceso de laminado de acabado fue baja, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 38, puesto que la temperatura de acabado en el proceso de laminado de acabado fue alta, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó. Por lo tanto, las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 39, puesto que la velocidad de enfriamiento en el primer proceso de enfriamiento fue lenta, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó. Por lo tanto, las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 40, puesto que la temperatura de acabado del enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento fue alta, la fracción de área de la fase secundaria disminuyó. Por lo tanto, las propiedades de tensión y las propiedades de fatiga de la lámina dé acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 41, puesto que la velocidad de enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento fue lenta, la fracción de área de la fase secundaria disminuyó. Por lo tanto, las propiedades de tensión y las propiedades de fatiga de la lámina dé acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 51, puesto que el contenido de C fue insuficiente, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó y la fracción de área de la fase secundaria disminuyó. Por lo tanto, las propiedades de tensión, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero disminuyeron.

En el ejemplo comparativo 67, puesto que el valor de "*1" fue insuficiente, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura', y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 68, puesto que el valor de fue insuficiente, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.' En el ejemplo comparativo 69, puesto que el contenido de Mn fue excesivo, la fracción de área de la fase secundaria se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 70, puesto que la temperatura de calentamiento en el proceso de caléntamiento fue baja, la resistencia a la tensión fue insuficiente.

En el ejemplo comparativo 71, puesto que la reducción en el primer proceso de laminado en bruto fue excesiva, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 73, puesto que la reducción en el segundo proceso de laminado en bruto fue excesiva, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 76, puesto que la reducción en el segundo proceso de laminado en bruto fue insuficiente, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó. Por lo tanto, las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 77, puesto que la temperatura de inicio en el proceso de laminado de acabado fue baja, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 78, puesto que la temperatura de acabado en el proceso de laminado de acabado fue baja, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 79, puesto que la temperatura de acabado en el proceso de laminado de acabado fue alta, el tamaño de grano promedio de la fase primaria se engrosó. Por lo tanto, las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 80, puesto que la velocidad de enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento fue lenta, el tamaño de grano promedió de la fase primaria se engrosó y la fracción de área de la fase secundaria disminuyó. Por lo tanto, las propiedades de tensión, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 81, puesto que la temperatura de acabado del enfriamiento en el tercer proceso de enfriamiento fue alta, la fracción de área de la fase secundaria disminuyó. Por lo tanto, las propiedades de tensión y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 84, puesto que todos de Ti, RE o Ca no estaban contenidos, la longitud total M en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 85, puesto que la velocidad de- enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento fue rápida, la fracción de área de la fase -secundaria se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 86, puesto que el valor de fue insuficiente, la longitud total M en la: dirección de laminado de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura^ y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 91,' puesto que la temperatura de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento fue alta, la fracción de área de¡ la fase secundaria se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 92, puesto que leí tiempo de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento fue largo, la fracción de área of la fase primaria disminuyó y la fracción de área de la perlita se incrementó. Por lo tanto, las propiedades de tensión y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 93, puesto que 'el tiempo de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento fue corto, la fracción de área de la fase secundaria se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 94, puesto que el contenido de C fue excesivo, la formabilidai y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 95, puesto que el contenido de Mn fue insuficiente, las propiedades de tensión de la lámina de acero se deterioraron.

En los ejemplos comparativos 96 y 97, puesto que la cantidad de Si+Al fue excesivo, la formabilidad de . la lámina de acero se deterioró.

En los ejemplos comparativos 98 y 99, puesto que la cantidad de contenido de Si' + Al fue insuficiente, las propiedades de tensión y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 100, puesto que el contenido de P fue excesivo, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 101, puesto que el contenido de N fue excesivo, las propiedades de tensión de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 102, puesto que el contenido de Ti fue excesivo, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron .

En el ejemplo comparativo 103, puesto que el contenido de REM fue excesivo, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 104, puesto que el contenido de Ca fue excesivo, la longitud total en la dirección de laminado de las inclusiones y el promedio del máximo de la relación del eje mayor al eje menor de las inclusiones se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 105, puesto que el contenido de Ti fue insuficiente, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 106, puesto que el contenido de REM fue insuficiente, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 107, puesto que el contenido de Ca fue insuficiente, la formabilidad, las propiedades de fractura, y las propiedades de fatiga de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 108, puesto que el contenido de Nb fue excesivo, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron .

En el ejemplo comparativo 109, puesto que el contenido de B fue excesivo, la intensidad reflejada {211} se incrementó. Por lo tanto, la formabilidad y las propiedades de fractura de la lámina de acero se deterioraron.

En el ejemplo comparativo 110, puesto que el contenido de Cu fue excesivo, la formabilidad de la lámina de acero se deterioró.

En el ejemplo comparativo 111, puesto que el contenido de Cr fue excesivo, la formabilidad de la lámina de acero se deterioró.

En el ejemplo comparativo 112, puesto que el contenido de Mo fue excesivo, la formabilidad de la lámina de acero se deterioró.

En el ejemplo comparativo 113, puesto que el contenido de Ni fue excesivo, la formabilidad de la lámina de acero se deterioró.

En el ejemplo comparativo 114, puesto que el contenido de V fue excesivo, la formabilidad de la lámina de acero se deterioró.

El valor subrayada en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El «1 en la tabla indica (??/48) / (S/32) + {(Ca/40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32)}x15.

El en la tabla indica (REM/140) / (Ca/40).

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El Sil en la tabla indica (Ti/48) / (S/32) * {(Ca/40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32))x15.

El SS2 en la tabla indica (REM/140) / (Ca/40).

Tabla 4-1 El valor subrayado en la tabla indica fuera del Intervalo de la presente invención.

El 5*1 en la tabla indica (Ti/48) / (S/32) + {(Ca/40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32)}x15.

El SK2 en la tabla indica (REM/140) / (Ca/40).

Tabla 4-2 El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El >¾1 en la tabla indica (Ti/48) / (S/32) + {(Ca/40) / (S/32) + (REM/140) / (S/32)}x15.

El -X2 en la tabla indica (REM/140) / (Ca/40). tr Cu C-n I Cu s H 1 fu -J I El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la labia indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla Indica fuera del Intervalo de la presente Invención.

I El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla Indica fuera del Intervalo de la presente Invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla Indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla Indica fuera del intervalo de la presente invención.

El valor subrayado en la tabla indica fuera del intervalo de la presente invención.

Aplicabilidad industrial De conformidad con el aspecto de la presente invención, es posible obtener a lámina de acero que tiene un excelente equilibrio entre propiedades de tensión y la formabilidad y además que tiene excelentes propiedades de fractura y propiedades de fatiga. Por consiguiente, la presente invención tiene aplicabilidad industrial significativa.

Lista de signos de referencia 41a a 411 INCLUSIONES EN LAS CUALES EL EJE MAYOR DE CADA UNA DE LAS INCLUSIONES ES 3 µ?? O MÁS F INTERVALO ENTRE INCLUSIONES EN LA DIRECCIÓN DEL LAMINADO G AGREGADO DE INCLUSIONES GL LONGITUD DE AGREGADO DE INCLUSIONES EN LA DIRECCIÓN DEL LAMINADO H INCLUSIÓN INDEPENDIENTE HL LONGITUD DE INCLUSIÓN INDEPENDIENTE EN LA DIRECCIÓN DEL LAMINADO

Claims (9)

REIVINDICACIONES

1. Una lámina de acero laminada en caliente que comprende, como una composición química, en % en masa, 0.03% a 0.1% de C, 0.5% a 3.0% de Mn, por lo menos uno de Si y Al para satisfacer una condición de 0.5%<Si+Al<4.0% , limitada a 0.1% o menos de P, limitada a 0.01% o menos de S, limitada a 0.02% o menos de N, por lo menos uno seleccionado de 0.001% a 0.3% de Ti, 0.0001% a 0.02% de metal de tierras raras, y 0.0001% a 0.01% de Ca, y un resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, y como una estructura metalográfica, una ferrita como la fase primaria, por lo menos una de una martensita y una austenita residual como la fase secundaria, y plural inclusiones, en donde: cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química satisfacen una siguiente expresión 1; un tamaño de grano promedio de la ferrita que es la fase primaria es 2 µp? a 10 µp?; un área fracción de la ferrita que es la fase primaria es 90% a 99%; una fracción de área de la martensitá y la austenita residual que son la fase secundaria es 1% á 10% en total ; cuando una sección transversal cuya dirección normal corresponde a una dirección transversal de lá lámina de acero se observa en 30 de los campos visuales por 0.0025 mm2, un promedio de un máximo de una relación de un eje mayor a un eje menor de cada una de las inclusiones en cada uno de los campos visuales es 1.0 a 8.0; cuando un grupo de inclusiones en las cuales un eje mayor de cada una de las inclusiones es 3 µp? o más y un intervalo en una dirección de laminado entre las inclusiones es 50 µ?? o menos se definen como agregado de inclusiones, y cuando una inclusión en la cual el intervalo es más de 50 µp? se definen como una inclusión independiente, uná longitud total en la dirección de laminado tanto del agregado de inclusiones cuya longitud en la dirección de laminado es 30 µ?? o más como la inclusión independiente cuya longitud en la dirección de laminado es 30 µ?? o más es 0 mm a 0.25 mm por 1 mm2 de la sección transversal; una textura satisface que una relación de intensidad aleatoria de rayos X de un plano {2i;i} que es paralelo a una superficie de laminado es 1.0 a 2.4; y una resistencia a la tensión es 590 Pa a 980 MPa. 12.0< (Ti/48 )/ (S/32) +{ (Ca/40 )/ (S/32 )+ (metal de tierras raras/140) / (S/32) }xl5<150 (Expresión 1)

2. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, que además comprende, como la composición química, en % en masa, por lo menos uno de 0.001% a 0.1% de Nb, 0.0001% a 0.0040% de B, 0.001% a 1.0% de Cu, 0.001% a 1.0% de Cr, 0.001% a 1.0% de Mo, 0.001% a 1.0% de Ni, y 0.001% a 0.2% de V.

3. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, en donde, cuando la lámina de acero laminada en caliente incluye, como la composición química, en % en masa, por lo menos uno de 0.0001% a 0.02% de metal de tierras raras y 0.0001% a 0.01% de Ca, el contenido de Ti es 0.001% a menos de 0.08%.

4. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, en donde: cantidades expresadas en % en masa de cada elemento en la composición química satisface una siguiente expresión 2; y el promedio del máximo en la relación del eje mayor al eje menor de cada una de las inclusiones en cada uno de los campos visuales es 1.0 a 3.0. Q.3= (metal de tierras raras/140) / (Ca/40) (Expresión 2)

5. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, en donde una fracción de área de una bainita y una perlita en la estructura metalográfica es 0% a menos de 5.0% en total.

6. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, en donde un número total de precipitados de nS y precipitados de CaS que tiene un eje mayor de 3 µp? o más es 0% a menos de 70% en comparación con un número total de las inclusiones que tienen el eje mayor de 3 um o más.

7. La lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, en donde un tamaño de grano promedio de la fase secundaria es 0.5 µ?a. a 8.0 µ??.

8. Un método de producción de una lámina de acero laminada en caliente, el método comprendiendo: un proceso de calentamiento de calentar una pieza de acero que está compuesta de la composición química de conformidad con la reivindicación 1 ó 2 a un intervalo de 1200°C a 1400°C; un primer proceso de laminado en bruto de laminado en bruto la pieza de acero en un intervalo de temperatura de mayor que 1150°C a 1400°C por lo que una reducción acumulativa es 10% a 70% después del calentamiento; ¦ un segundo proceso de laminado en bruto de laminado en bruto en un intervalo de temperatura de mayor que 1070°C a 1150°C por lo que una reducción acumulativa es .10% a 25% después del primer proceso de laminado en bruto; un proceso de laminado de acabado de laminado de acabado por lo que una temperatura de inicio es 1000 °C a 1070°C y a temperatura de acabado es Ar3+60°C a; Ar3+200°C para obtener a lámina de acero laminada en caliente después del segundo proceso de laminado en bruto; un primer proceso de enfriamiento de enfriar el acero laminado en caliente de la temperatura de acabado por lo que a velocidad de enfriamiento es 20 °C/(segundo a 150 °C/segundo después del proceso de laminado de acabado; un segundo proceso de enfriamiento de enfriar en un intervalo de temperatura de 650°C a 750°C por lo que la velocidad de enfriamiento es l°C/segundo a 15°C/segundo y un tiempo de enfriamiento es 1 segundo a 10 segundos después del primer proceso de enfriamiento; un tercer proceso de' enfriamiento de enfriar a un intervalo de temperatura de 0°C a 200°C por Lo que la velocidad de enfriamiento es 20°C/segundo a 150 °G/segundo después del segundo proceso de enfriamiento; y un proceso de enrollamiento de enrollar la lámina de acero laminada en caliente después del tercer proceso de enfriamiento .

9. El método de producción de la lámina de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 8, en donde, en el primer proceso de laminado en bruto, el laminado en bruto es conducido por lo que la reducción acumulativa es 10% a 65%. RESUMEN DE LA INVENCIÓN V Una lámina de acero laminada en caliente que contiene componentes químicos incluyendo por lo menos un elemento seleccionado de Ti, RE y Ca y que tiene una estructura metalográfica que comprende ferrita como la fase principal, raartensita y/o austenita retenida como la segunda pase, y una pluralidad de inclusiones, en donde la longitud total de dirección de laminado de grupos de inclusiones que tienen cada uno de ellos una longitud de dirección de laminado de 30 µp? o más larga e inclusiones independientes que tienen cada una de ellas una longitud de dirección de laminado de 30 µ?? o más larga es 0-0.25 mm por mm2.