MX2013011062A - Placa de acero laminada en caliente y metodo de produccion para la misma. - Google Patents

Placa de acero laminada en caliente y metodo de produccion para la misma.

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Nobuhiro Fujita
Takeshi Yamamoto
Manabu Takahashi
Takayuki Nozaki
Hiroshi Yoshida
Shinichiro Watanabe
Chisato Wakabayashi
Kohichi Sano
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Abstract

Esta placa de acero laminada en caliente contiene 0.02%-0.5% en masa de C y tiene un contenido de Si y Al total de1.0%-4.0% en masa. La densidad polar promedio para un grupo de orientaciones {100}<011>-{223}<110> es de 1.0-6.5 y la densidad polar para la orientación de cristal {332}<113> es de 1.0-5.0. La microestructura, por relación de área, contiene 2%-30% de austenita residual, 20%-50% de ferrita y 10%-60% de bainita. El valor Lankford (rC) en la dirección perpendicular a la dirección de laminación es de 0.70-1.10 y el valor de Lankford (r30) en una dirección a 30° en la dirección de laminación es de 0.70-1.10.

Description

PLACA DE ACERO LAMINADA EN CALIENTE Y MÉTODO DE PRODUCCIÓN PARA LA MISMA Campo Técnico La presente invención se refiera a una placa de acero laminada en caliente que es excelente en deformabilidad local tal como plegabilidad, capacidad de rebordeado por estirado, capacidad de conformación por desbarbado, y capacidad de expansión de agujeros, y la dependencia azimutal de la conformabilidad es pequeña, y lo cual es excelente en ductilidad, y un método de producción de lá misma. Particularmente, la presente invención se refiere a una placa de acero que utiliza un fenómeno de Plasticidad Inducida por Transformación (TRIP) .
Se reclama la prioridad sobre la Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-070725, presentada el 28 , de marzo de 2011, y el contenido de la cual se incorpora en la presente para referencia.
Técnica Antecedente Para suprimir las emisiones de dióxido de carbono de los vehículos, ha estado en progreso el ahorro en peso de una carrocería de vehículo utilizando una placa de acero de alta resistencia. Además, para asegurar la seguridad de los pasajeros, además de una placa de acero suave, se utiliza con frecuencia una placa de acero de alta resistencia para la carrocería de vehículo. Además, para el ahorro de peso de la carrocería de vehículo en progreso en el futuro, es necesario incrementar una resistencia de la placa de acero de alta resistencia en uso más allá de la técnica relacionada. Por consiguiente, por ejemplo, para usar la placa de acero de alta resistencia para el componente debajo de la carrocería, es necesario mejorar la deformabilidad para un proceso de desbarbado.
Sin embargo, generalmente, cuando la resistencia de la placa de acero se incrementa, disminuye la conformabilidad. Por lo tanto, el alargamiento por tensión uniforme, que es importante para alargamiento o estiramiento, disminuye. En contraste, el Documento Sin Patente 1 describe un método para asegurar el alargamiento por tensión uniforme al hacer que la austenita permanezca en una placa de acero.
Además, el Documento Sin Patente 1 también describe un método para controlar una estructura metalográfica de la placa de acero para mejorar la ductilidad local que es necesaria para un proceso de plegado, un proceso de expansión de agujeros o un proceso de desbarbado. Además, el Documento Sin Patente 2 describe que la reducción de una diferencia en la dureza entre las microestructuras al controlar inclusiones para controlar las microestructuras en una estructura simple es efectiva para plegabilidad o el proceso de expansión de aguj eros .
Para la coexistencia entre la ductilidad y la resistencia, el Documento Sin Patente 3 describe una tecnología para obtener una fracción apropiada de ferrita y bainita. En la tecnología, un control de estructura metalográfico se realiza por un control de enfriamiento después de la laminación en caliente, se precipita y una estructura de transformación que va a controlarse. Sin embargo, todos de los métodos son método de mejoramiento de la deformabilidad local dependiendo del control de la estructura (un control de microestructura categórico) , y de este modo la deformabilidad local se afecta en gran medida por una estructura base.
Por otro lado, el Documento Sin Patente 4 describe una tecnología para mejorar una calidad de material de una placa de acero laminada en caliente al incrementar una cantidad de reducción de laminación en un .proceso de laminación en caliente continuo. Esta tecnología es así denominada tecnología de refinamiento de grano. En el Documento Sin Patente 4, se realiza una gran reducción de laminación a una muy baja temperatura en una región de austenita para transformar la austenita no recristalizada en ferrita. De acuerdo con esto, los granos de ferrita que se encuentran en una fase principal de un producto se refinan, y de este modo se incrementa la resistencia y dureza. Sin embargo, en el método de producción descrito en el Documento Sin Patente 4, no se considera una mejora de la deformabilidad local y ductilidad.
Como se describe en lo anterior, para mejorar la deformabilidad local de la placa de acero de alta resistencia, el control de estructura que incluye inclusiones se realiza principalmente.
Además, con el fin de utilizar la placa de acero de alta resistencia como los miembros para vehículos, se necesita el equilibrio de resistencia y ductilidad. Para este requisito, hasta ahora, una placa de acero TRIP, en la cual se utiliza plasticidad inducida por transformación de la austenita retenida, se sugiere (por ejemplo, se denomina en el Documento de Patente 1 y en el Documento de Patente 2) .
Sin embargo, el acero TRIP tiene características en las cuales la resistencia y ductilidad son excelentes, pero generalmente, la deformabilidad local tal como la capacidad de expansión de agujeros es baja. Por lo tanto, es necesaria la deformabilidad local tal como la capacidad de expansión de agujeros que se mejore para utilizar el acero TRIP, por ejemplo, como una placa de acero de alta resistencia de componentes debajo de la carrocería.
Lista de Citas Literatura de Patente Documento de Patente 1 La Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. S61-217529 Documento de Patente 2 La Solicitud de Patente Japonesa no Examinada, Primera Publicación No. H5-59429 Literatura Sin Patente Documento Sin Patente 1 Takahashi et . al . , Nippon Steel Technical Report (2003) No. 378, P.7 Documento Sin Patente 2 Kato et . al., Iron-Making research (1984) vol . 312, P.41 Documento Sin Patente 3 K. Sugimoto et. al., ISIJ International (2000) Vol. 40, p. 920 Documento Sin Patente 4 Introducción del producto NFG de NAKAYAMA STEEL WORKS, LTD.; htt : //www. nakayama-steel . co . j p/menu/product/nfg . html Compendio de la Invención Problema a ser Resuelto por la Invención La presente invención es un objeto para proporcionar una placa de acero laminada en caliente de alta resistencia de acero TRIP, que es excelente en la deformabilidad local, en la cual la dependencia azimutal de la conformabilidad es pequeña, y la cual es excelente en ductilidad en acero TRIP, y un método de producción de la misma. Además, la presente invención es un objeto para proporcionar un método de producción de una placa de acero laminada en caliente de alta resistencia en la cual la anisotropía de la placa de acero laminada en caliente se mejora al controlar una textura a través del laminado en caliente .
Medios para Resolver los Problemas La presente invención ha encontrado que en el acero TRIP, cuando una densidad polar de una orientación de cristal predeterminada se controla apropiadamente, la deformabilidad local se mejora. Además, la presente invención ha tenido éxito en producir una placa de acero que es excelente en deformabilidad local y otras propiedades mecánicas al optimizar los componentes químicos y las condiciones de producción del acero TRIP para controlar una microestructura de la placa de acero.
La esencia de la presente invención es como sigue. (1) De acuerdo con un aspecto de la presente invención, se proporciona una placa de acero laminada en caliente que es una placa de acero que tiene una composición química, en % en masa, de C:0.02% a 0.5%, Si: 0.001% a 4.0%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 4.0%, P: 0.15% O menos , S: 0.03% o menos, N: 0.01% o menos, O: 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, en la cual una suma del contenido de Si y un contenido de Al es de 1.0% a 4.0% en la composición química de la placa de acero, una densidad polar promedio de un grupo de orientación desde {l00}<011> a {223}<110>, la cual es una densidad polar expresada por una media aritmética de densidades polares de orientaciones de cristal respectivas de {l00}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {ll2}<110>, y {223}<110>, es de 1.0 a 6.5, y una densidad polar de una orientación de cristal de {332}<113> es de 1.0 a 5.0 en una porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 de un espesor de placa, una microestructura de la placa de acero incluye una pluralidad de granos, la microestructura de la placa de acero incluye, por una relación de área, 2% a 30% de la austenita retenida, 20% a 50% de ferrita, 10% a 60% de bainita, 20% o menos de perlita, y 20% o menos de martensita, y rC que es un valor de Lankford en una dirección ortogonal para una dirección de laminación es de 0.70 a 1.10, y r30 que es un valor de Lankford en una dirección que forma un ángulo de 30° con una dirección de laminación es de 0.70 a 1.10. (2) En la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con (1) , en la cual la composición química de la placa de acero además puede incluir, en % en masa, uno o más seleccionados del grupo que consiste de: Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, V: 0.001% a 1.0%, W: 0.001% a 1.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, B: 0.0001% a 0.005%, Mo : 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, As: 0.0001% a 0.50%, Mg: 0.0001% a 0.010%, REM: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.010%, Ni: 0.001% a 2.0%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, y Zr: 0.0001% a 0.2%. (3) En la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con (1) o (2), un diámetro promedio en volumen de los granos puede ser de 1 µ?? a 5 m. (4) En la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con (1) o (2) , la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<ll0> puede ser 1.0 a 5.0, y la densidad polar de la orientación de cristal de {332}<113> puede ser 1.0 a 4.0. (5) En la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con cualquiera de (1) a (4) , entre la pluralidad de granos, una relación de área de granos que excede 20 pm puede limitarse a 10% o menos. (6) En la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con cualquiera de (1) a (5), con respecto a por lo menos 100 granos de la austenita retenida y la martensita, una desviación estándar de una distancia LMA entre los granos más cercanos entre sí puede ser de 5 µp? o menos . (7) De acuerdo con la placa de acero laminada en caliente relacionada con el aspecto de la presente invención, se proporciona un método de producción de una placa de acero laminada en caliente, el método de producción puede tener: un primer proceso de laminación en caliente para realizar una laminación en caliente con respecto a un acero, para establecer un tamaño de grano promedio de austenita del acero a 200 m o menos, el primer proceso de laminación en caliente incluye, en la cual se realiza una pasada, por lo menos una o más veces, con una relación de reducción por laminación de 40% o más, en un margen de temperatura de 1,000°C a 1,200°C, el acero incluye una composición química que incluye, en % en masa, C: 0.02% a 0.5%, Si: 0.001% a 4.0%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 4.0%, P: 0.15% o menos, S: 0.03% o menos, N: 0.01% o menos, O: 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, y una suma de un contenido del Si y un contenido del Al es de 1.0% a 4.0%, un segundo proceso de laminación en caliente para realizar la laminación en caliente con respecto al acero, el segundo proceso de laminación en caliente incluye, en el cual las pasadas de reducción de laminación grandes con una relación de reducción por laminación de 30% o más en un margen de temperatura de Ti + 30°C a TI + 200°C cuando una temperatura se calcula por la siguiente Expresión 1 se establece en T1°C, una relación de reducción por laminación acumulativa en un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es de 50% o más, una relación de reducción por laminación acumulativa en un margen de temperatura, es decir mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C, se limita a 30% o menos, y una temperatura de terminación de laminación es Ar3°C o mayor; un primer proceso de enfriamiento para realizar un enfriamiento con respecto al acero, en el cual un tiempo en espera t (segundo) , el cual se ajusta como un tiempo de una finalización de la pasada final entre las pasadas de reducción de laminación grandes a un inicio del enfriamiento, satisface la siguiente Expresión 2 ; un proceso de enfriamiento secundario para realizar un enfriamiento con respecto al acero, en el cual el acero se enfría a una temperatura T3 dentro de un margen de 630°C a 800°C en un índice de enfriamiento promedio de 10°C/s a 100°C/s; un proceso de retención para realizar una retención, en el cual el acero se retiene dentro del margen de temperatura de 630°C a 800°C durante 1 segundo a 20 segundos, o un proceso de enfriamiento lento de un enfriamiento lento con respecto al acero, en el cual el acero se enfrió lentamente desde la temperatura T3 hasta un margen de temperatura dentro de menos que T3 y más que o igual a 550°C en un índice de enfriamiento promedio de 20°C/s o menos; un proceso de devanado para realizar un devanado del acero a un margen de temperatura de 350°C a 500°C; y un proceso de enfriamiento con aire para realizar un enfriamiento del acero con aire, en el cual el acero que se retiene a un margen de temperatura de 350°C a 500°C durante 30 minutos a 300 minutos, se enfría entonces por aire. En la presente, TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] (Expresión 1) Aquí, [C] , [N] y [ n] representa porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, y el contenido de Mn en el acero, respectivamente. t < 2.5 x ti (Expresión 2) Aquí, ti se expresa por la siguiente Expresión 3. ti = 0.001 x ((Tf - TI) x Pl/100) 2 - 0.109 x ((Tf-Tl) x Pl/100) + 3.1 (Expresión 3) Aquí, Tf representa una temperatura en grados centígrados del acero al momento de finalizar la pasada final, y Pl representa un porcentaje de la relación de reducción por laminación durante la pasada final. (8) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con (7) , el método de producción puede tener, en el cual el acero puede incluir la composición química la cual además incluye, en % en masa, uno o más seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, V: 0.001% a 1.0%, W: 0.001% a 1.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, B: 0.0001% a 0.005%, Mo : 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, As : 0.0001% a 0.50%, Mg: 0.0001% a 0.010%, REM: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.010%, Ni: 0.001% a 2.0%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, y Zr: 0.0001% a 0.2%. y en el cual una temperatura calculada por la siguiente Expresión 4 en lugar de la temperatura calculada por la Expresión 1 puede establecerse como TI.
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] + 350 x [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x [Mo] + 100 x [V] (Expresión 4) Aquí, [C] , [N] , [Mn], [Nb] , [Ti], [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, el contenido de Mn, el contenido de Nb, el contenido de Ti, el contenido de B, el contenido de Cr, el contenido de Mo y el contenido de V en el acero, respectivamente . (9) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con (7) u (8), en el cual el tiempo en espera t (segundo) puede satisfacer adicionalmente la siguiente Expresión 5 utilizando ti. t < ti (Expresión 5) (10) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con (7) u (8) , en el cual el tiempo en espera t (segundo) puede satisfacer adicionalmente la siguiente Expresión 6 utilizando ti. ti < t < ti x 2.5 (Expresión 6) (11) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con cualquiera de (7) a (10), en el proceso de laminación primario, el índice de enfriamiento promedio puede ser de 50°C/s o más, una variación de temperatura de enfriamiento que es una diferencia entre una temperatura de acero en el momento de inicio del enfriamiento y una temperatura de acero al momento del término del enfriamiento puede ser de 40°C a 140°C, y la temperatura de acero al momento del término del enfriamiento puede ser de TI + 100 °C o menos. (12) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con cualquiera de (7) a (11) , en donde la pasada final de laminación dentro de un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C puede ser la pasada de reducción de laminación grande. (13) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con cualquiera de (7) a (12) , en donde el control de margen de temperatura, un índice de variación de temperatura, puede ser de -40°C/h a 40°C/h. (14) En el método de producción de la placa de acero laminada en caliente de acuerdo con cualquiera de (7) a (13) , en donde el proceso de laminación primaria puede realizarse entre trenes de laminación.
Efectos de la Invención De acuerdo con los aspectos de la presente invención, es posible proporcionar una placa de acero laminada en caliente de alta resistencia la cual es excelente en deformabilidad local tal como plegabilidad, capacidad de rebordeado por estirado, capacidad de conformación por desbarbado, y capacidad de expansión de agujeros, y en la cual la dependencia azimutal de la conformabilidad es pequeña, y lo cual es excelente en ductilidad, y un método de producción de la misma. Cuando la placa de acero se utiliza, particularmente, en ahorro en peso de vehículos y la seguridad de colisión de vehículos pueden ser compatibles entre sí, y por lo tanto la contribución industrial es significativa .
Breve Descripción de los Dibujos La FIGURA 1 es un diagrama que ilustra una relación entre una densidad polar promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y d/RmC (espesor de placa d/radio de plegado mínimo RmC) .
La FIGURA 2 es un diagrama que ilustra una relación entre una densidad polar de una orientación de {332}<113> y d/RmC.
La FIGURA 3 es un diagrama que ilustra una relación entre un valor r (rC) en una dirección ortogonal para una dirección de laminación y d/RmC.
La FIGURA 4 es un diagrama que ilustra una relación entre un valor r (r30) en una dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección de laminación y d/RmC.
La FIGURA 5 es un diagrama que ilustra una relación entre el número de tiempos de laminación de 40% o más en el desbaste y un tamaño de grano de austenita de desbaste.
La FIGURA 6 es un diagrama de flujo que ilustra un esquema de un método de producción de la placa de acero laminada en caliente en relación con una modalidad de la presente invención.
Descripción de las Modalidades Como se describe en lo anterior, de acuerdo con los hallazgos en la técnica relacionada, la capacidad de expansión de los agujeros, plegabilidad, y similares se mejoran por un control de inclusión, refinamiento de precipitados, homogenización de una microestructura, un control de estructura de fase simple, y una reducción en la diferencia de dureza entre microestructuras, y similares. Sin embargo, con sólo esta tecnología, no existe más opción que limitar una configuración de la estructura principal. Además, para alta resistencia, cuando se agregan elementos representativos tales como Nb y Ti que contribuyen en gran medida a un incremento en la resistencia, la anisotropía incrementa en gran medida. Por lo tanto, existe un problema en que otro factor de conformabilidad puede sacrificarse, o se limita a una dirección de plantillas de punzonado antes de la formación. Por lo tanto, se limita a un uso de la placa de acero .
En la placa de acero TRIP la cual es una de las tecnologías para incrementar la ductilidad, durante un proceso de recocido, por medio de la concentración de C en austenita, y de este modo una cantidad de austenita retenida o la cantidad de C en la austenita retenida se incrementa. Por consiguiente, se mejora la resistencia a la tracción.
Por lo tanto, en relación con la placa de acero TRIP, la presente invención ha hecho un examen y una investigación acerca del refinamiento de grano de una microestructura y un control de textura en un proceso' de laminación en caliente para mejorar la capacidad de conformación de plegado y la expansión de agujeros. Como resultado, se ha hecho claro que la deformabilidad local de la placa de acero TRIP puede mejorarse lo suficiente, al controlar la densidad polar de la orientación de cristal, que se describirá más adelante. Además, la presente invención ha hecho claro que la deformabilidad particularmente local de la placa de acero TRIP se mejora drásticamente, en caso donde rC que es un valor de Lankford (valor r) en una dirección ortogonal para una dirección de laminación, y r30 que es un valor de Lankford (valor r) en una dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección de laminación se encuentran en equilibrio entre sí.
Después de esto, la placa de acero laminada en caliente relacionada con una modalidad de la presente invención se describirá en detalle.
En primer lugar, se describirá la densidad polar de la orientación de cristal de la placa de acero laminada en caliente .
Densidad Polar (DI y D2) de la Orientación de Cristal : En la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad, como las densidades polares de dos clases de orientaciones de cristal, con respecto a una sección transversal de espesor de placa, la cual se encuentra en paralelo con la dirección de laminación, en una porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 del espesor de placa (es decir un margen distante de una superficie de la placa de acero por una distancia de un margen de 5/8 a 3/8 del espesor de placa en una dirección de espesor de placa (dirección de profundidad) de la placa de acero) , se controlan una densidad DI polar promedio de un grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> (después de esto, puede abreviarse como una densidad polar promedio) , y una densidad D2 polar de una orientación de cristal de {332}<113>. ' ' En la modalidad, la densidad polar promedio es una característica (un grado de integración de orientación) un grado de desarrollo de una textura) de una textura particularmente importante (una orientación de cristal de un grano en una microestructura) . Además, la densidad polar promedio es una densidad polar expresada por una media aritmética de densidades polares de orientaciones de cristal respectivas de {lOO}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>.
Con respecto a una sección transversal en una porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 de un espesor de placa, la Difracción de Electrones por Retrodispersión (EBSD) o difracción con rayos X se realiza para obtener las proporciones de intensidad de difracción de electrones o intensidad de difracción con rayos X de orientaciones respectivas para una muestra aleatoria, y la densidad polar promedio de un grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> puede obtenerse a partir de las proporciones de intensidad respectivas.
Cuando la densidad polar promedio del grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> es de 6.5 o menos, d/RmC (un índice obtenido al dividir un espesor de placa d por RmC de radio de curvatura mínimo (plegado en dirección C) ) , lo cual es necesario para el procesamiento de componentes debajo de la carrocería o componentes de esqueleto, pueden satisfacer 1.5 o más. Esta condición es una condición para satisfacer las siguientes dos condiciones, particularmente, una es entre la resistencia a la tracción TS y la relación ? de expansión de agujero y otra es entre la resistencia a la tracción TS y el alargamiento por tensión EL, los cuales son necesarios para los miembros debajo de la carrocería, es decir, TSx >30,000 y TSxEL>14 , 000. Además, cuando la densidad polar promedio es de 5.0 o menos una relación (Rm45/RmC) Rm45 de radio de curvatura mínimo de dirección de pliegue a RmC de radio de curvatura mínimo de la dirección de pliegue C, el cual es un índice de dependencia azimutal (isotropía) de conformabilidad, disminuye, y de este modo la alta deformabilidad local que no depende de la dirección de pliegue puede asegurarse. Por consiguiente, la densidad polar promedio puede ser de 6.5 o menos, y de preferencia 5.0 o menos . En caso donde la capacidad de expansión de agujero excelente adicional u otra característica del límite de pliegue más pequeño es necesaria, la densidad polar promedio es de mayor preferencia menor que 4.0, y aún de mayor preferencia menor que 3.0.
Cuando la densidad polar promedio del grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> excede 6.5, la anisotropía de las propiedades mecánicas de la placa de acero incrementan significativamente. Como resultado, la deformabilidad local solamente en una dirección específica se mejora, pero la deformabilidad local en otras direcciones diferentes de la dirección se deteriora significativamente. Por lo tanto, en este caso, la placa de acero puede no satisfacer d/RmC 1.5 como se muestra en la FIGURA 1.
Por otro lado, cuando la densidad polar promedio es menor que 1.0, existe una preocupación de que la deformabilidad local se deteriore. Por lo tanto, se prefiere que la densidad polar promedio sea' de 1.0 o más.
Además, a partir de las mismas razones, la densidad polar de la orientación de cristal de {332}<113> en la porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 del espesor de placa se establece en 5.0 o menos. Esta condición es una condición en la cual la placa de acero satisface d/RmC > 1.5. Particularmente, la condición es una condición para satisfacer las siguientes dos condiciones entre la resistencia a la tracción TS y la relación ? de expansión de agujeros, y la resistencia a la tracción TS y el alargamiento por tensión EL, los cuales son necesarios para los miembros debajo de la carrocería, es decir, tanto TS ? ? > 30,000 como TS x EL > 14,000.
Además, cuando la densidad polar es de 4.0 o menos, ?ß?? o d/RmC puede incrementarse adicionalmente . Por consiguiente, se prefiere que la densidad polar sea de 4.0 o menos, y de mayor preferencia 3.0 o menos. Cuando la densidad polar excede 5.0, la anisotropía de las propiedades mecánicas de la placa de acero se incrementa significativamente. Como resultado, la deformabilidad local solamente en una dirección específica se mejora, pero la deformabilidad local en otras direcciones diferentes de la dirección se deteriora significativamente. Por lo tanto, en este caso, la placa de acero puede no satisfacer confiablemente d/RmC > 1.5 como se muestra en la FIGURA 2.
Por otro lado, cuando la densidad polar es menor que 1.0, existe una preocupación de que la deformabilidad local se deteriore. Por lo tanto, se prefiere que la densidad polar de la orientación de cristal de {332}<113> sea de 1.0 o más .
La densidad polar tiene el mismo significado como en la relación de intensidad aleatoria con rayos X. La relación de intensidad aleatoria con rayos X es un valor numérico obtenido al dividir la intensidad de difracción de un material de muestra por la intensidad de difracción de una muestra estándar que no tiene integración en una orientación específica. La intensidad de difracción (rayos X o electrones) de la muestra estándar, y la intensidad de difracción del material de muestra puede obtenerse por la medición utilizando un método de difracción con rayos X y similares bajo las mismas condiciones. La densidad polar puede medirse utilizando la difracción con rayos X. La Difracción de Electrones por Retrodispersión (EBSD) , o canalización de electrones. Por ejemplo, la densidad polar del grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> puede obtenerse como sigue. La densidad polar de las orientaciones respectivas {100}<011>( {116}<110>, {114}<110>, { 112} <110> , y {223}<110> se obtienen de una textura tridimensional (ODF) calculada por un método de expansión en serie utilizando una pluralidad de cifras polares entre las cifras polares {lio}, {loo}, {211} y {310} medidas por los métodos, y estas densidades polares se promedian aritméticamente para obtener la densidad polar del grupo de orientación {l00}<011> a {223}<110>.
Con respecto a la muestra que se proporciona por la difracción con rayos X, la EBSD, y la canalización de electrones, el espesor de la placa de acero puede reducirse por pulido mecánico o similares para un espesor de placa predeterminada. Después, al mismo tiempo puede removerse una tensión por pulido químico, pulido por electrólisis, o similares, la muestra puede ajustarse con el fin de una superficie apropiada que incluye un margen de 5/8 a 3/8 del espesor de placa para ser una superficie de medición. Y la densidad polar puede medirse de acuerdo con los métodos antes descritos. Con respecto a una dirección de ancho de placa, se prefiere que la muestra se recolecte en la cercanía de la posición de 1/4 a 3/4 de espesor de placa (una posición es distante de una superficie extrema de la placa de acero por una distancia que es de 1/4 del ancho de placa de la placa de acero) .
Con respecto no solamente a la porción central del espesor de placa, sino también tanto como sean posibles las posiciones de espesor de placa, cuando la placa de acero satisface la densidad polar descrita en lo anterior, la deformabilidad local se mejora adicionalmente . Sin embargo, la integración de orientación de la porción central del espesor de placa descrito en lo anterior es la más fuerte, y un efecto sobre la anisotropía de la placa de acero es grande, y de esta manera la calidad de material de la porción central del espesor de placa es generalmente representativa de las propiedades de material total de la placa de acero. Por consiguiente, especifican la densidad polar promedio del grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> y la densidad polar de la orientación de cristal de {332}<113> en un margen de 5/8 a 3/8 de la porción central del espesor de placa.
Aquí, {hkl}<uvw> representa que cuando la muestra se recolecta por el método descrito en lo anterior, una dirección normal de la superficie de placa es paralela con <hkl>, y una dirección de laminación es paralela con <uvw> . Además, con respecto a la orientación del cristal, una orientación que es comúnmente ortogonal a la superficie de placa se expresa por (hkl) o {hkl}, y una orientación que es paralela con la dirección de laminación se expresa por [uvw] o <uvw> . {hkl}<uvw> representa colectivamente planes equivalentes y (hkl) [uvw] representa el plano de cristal individual. Es decir, en la modalidad, puesto que una estructura cúbica de carrocería centrada (estructura de bcc) es un objetivo, por ejemplo, los planes respectivos (111) , (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), y (-1-1-1) son equivalentes, y de este modo no son distinguibles. En este caso, estas orientaciones son denominadas colectivamente un plano {lll}. La expresión de ODF también se utiliza para la expresión de orientación de otras estructuras de cristal que tienen una baja propiedad simétrica, y de esta manera en la expresión de ODF, una orientación individual se expresa generalmente por (hkl) [uvw] . Sin embargo, en la modalidad {hkl}<uvw> y (hkl) [uvw] tienen el mismo significado.
El Valor r (rC) en Dirección Ortogonal para la Dirección de Laminación: El valor r (valor de Lankford) de la placa de acero es importante en la modalidad. Es decir, como resultado de la investigación intensiva por la presente invención, como se muestra en la FIGURA 3, la presente invención ha encontrado que cuando la densidades polares respectivas, las cuales se describen en lo anterior, se establecen dentro de los márgenes descritos en lo anterior, al mismo tiempo, y rC se establece como 0.70 o más, pueden obtenerse una buena capacidad de expansión del agujero y buena plegabilidad. Por consiguiente, rC puede ser de 0.70 o más.
El límite superior de rC puede ser 1.10 o menos para obtener otra excelente capacidad de expansión de agujeros y plegabilidad.
El valor r (r30) en Dirección que Tiene un Ángulo de 30° con la Dirección de Laminación: El valor r (valor de Lankford) de la placa de acero es importante en la presente invención. Es decir, como resultado de la investigación intensiva por la presente invención, como se muestra en la FIGURA 4, la presente invención ha encontrado que cuando las densidades polares respectivas, las cuales se describen en lo anterior, se establecen dentro de los márgenes descritos en lo anterior, al mismo tiempo, y r30 se establece en 1.10 o menos, pueden obtenerse una buena capacidad de expansión de agujeros y buena plegabilidad. Por consiguiente, r30 puede ser 1.10 o menos.
El limite inferior de r30 puede ser 1.10 para además obtener excelente capacidad de expansión de agujero y plegabilidad .
El valor r descrito en lo anterior se evalúa por una prueba de tracción utilizando un espécimen de prueba de tracción de JIS No. 5. En consideración de una placa de acero de alta resistencia común, el valor r puede evaluarse dentro de un margen en el cual la resistencia a la tracción se encuentra dentro de un margen de 5% a 15% y dentro de un margen el cual corresponde al alargamiento por tensión uniforme .
Sin embargo, generalmente, se sabe que la textura y el valor r tienen una correlación entre sí, pero en la placa de acero laminada en caliente en relación con la modalidad, como ya se menciona, la limitación para la densidad polar de la orientación de cristal y la limitación para el valor de r son diferentes entre sí. Por lo tanto, cuando ambas de las limitaciones se satisfacen concurrentemente, puede obtenerse una buena deformabilidad local.
A continuación, se describirá una microestructura de la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad.
Una microestructura básica de la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad incluye ferrita, vainita y austenita retenida. En la modalidad, además de los componentes básicos de la microestructura (en lugar de una parte de ferrita, bainita y austenita retenida) , una o más clases de perlita y martensita (que incluyen martensita revenida) pueden incluirse en la microestructura como un componente selectivo de la microestructura como necesaria o en una forma inevitable. Además, en la modalidad, una microestructura individual se evalúa por una relación de área .
El concentrado C de ferrita y bainita en la austenita retenida, y de esta manera la ferrita y bainita son necesarias para el mejoramiento de la ductilidad por el efecto TRIP. Además, la ferrita y bainita también contribuyen al mejoramiento de la capacidad de expansión de agujeros. La fracción de ferrita y la fracción de bainita pueden permitirse variar dependiendo de un nivel de resistencia que es un objetivo de desarrollo, cuando la ferrita se establece de 20% a 50% y la bainita se establece de 10% a 60%, son capaces de obtener excelente ductilidad y excelente capacidad de expansión de agujero. Por consiguiente, la ferrita se establece del 20% a 50% y la bainita se establece de 10% a 60%.
La austenita retenida es una estructura que incrementa la ductilidad, particularmente, el alargamiento por tensión uniforme o plasticidad inducida por transformación, y es necesaria para que la austenita retenida sea de 2% o más en términos de una relación de área. Además, la austenita retenida se transforma a martensita por el procesamiento, y también contribuye al mejoramiento de la resistencia. Cuanto mayor sea la relación de área de la austenita retenida, es más preferible. Sin embargo, es necesario incrementar el contenido de C y Si para asegurar que la austenita retenida excede 30% en términos de una relación de área, y en este caso, se deteriore la soldabilidad o cualidades de superficie. Por lo tanto, el límite superior de la relación de área de la austenita retenida se establece en 30% o menos. Además, en el caso donde es necesario incrementar adicionalmente el alargamiento por tensión uniforme, se prefiere que la austenita retenida sea de 3% o más, de mayor preferencia 5% o más, y aún de mayor preferencia 8% o más.
Además, la microestructura puede contener cada una de la perlita y martensita (que incluye martensita revenida) en una fracción de 20%. Cuando la cantidad de perlita y martensita incrementa, la capacidad de conformación y deformabilidad local de la placa de acero disminuye, o un índice de utilización de C, que genera austenita retenida, disminuye. Por lo tanto, en la microestructura, la perlita se limita a 20% o menos, y la martensita se limita a 20% o menos .
Aquí, la relación de área de austenita puede determinarse a partir de la intensidad de difracción que puede obtenerse al realizar la difracción con rayos X con respecto a un plano, que es paralelo con la superficie de placa, en la cercanía de posición de 1/4 de espesor de placa.
Además, la relación de área de ferrita, perlita, bainita y martensita puede determinarse a partir de una imagen que puede obtenerse al observar 1/8 a 3/8 del margen de espesor de placa (es decir, un margen de espesores de placa en el cual la posición de 1/4 de espesor de placa llega al centro) utilizando un Microscopio Electrónico de Campo de Emisión Mediante Barrido ( FE-SEM) . En la observación de FE-SEM, se recolecta una muestra de tal manera que la sección transversal de espesor de placa la cual es paralela con la dirección de laminación de la placa de acero se vuelve una superficie de observación, y se realiza el pulido y el grabado en agua fuerte de Nital con respecto a la superficie de observación.
Además, con respecto a la dirección de espesor de placa, en la cercanía de la superficie de la placa de acero y la cercanía del centro de la placa de acero, la microestructura (componente) de la placa de acero puede ser diferente en gran medida de otras porciones debido a la descarburización y la segregación de Mn. Por lo tanto, en la modalidad, la observación de la microestructura se realiza en la posición de un 1/4 de espesor de placa la cual es la referencia .
Además, en caso de mejoramiento adicional del alargamiento por tensión, el tamaño del grano en la microestructura, particularmente, un diámetro promedio en volumen puede hacerse fino. Además, al realizar el refinamiento del diámetro promedio en volumen, y de este modo se mejoran las propiedades de fatiga (relación límite de fatiga) que son necesarios para las placas de acero para vehículos .
El número de granos gruesos tiene un alto índice de influencia en el alargamiento por tensión comparado con los granos finos, y de este modo el alargamiento por tensión tiene una correlación cercana con un diámetro promedio en volumen calculado como un promedio ponderado del volumen comparado con el diámetro promedio en número. Por lo tanto, en caso para obtener el efecto antes descrito, el diámetro promedio en volumen puede ser de 1 ym a 15 ym, de preferencia de 1 ym a 9.5 ym, y de mayor preferencia de 1 ym a 4 ym.
Además, cuando el diámetro promedio en volumen disminuye, se suprime la concentración de deformación local que ocurre en un orden de micrómetro y, por lo tanto la tensión durante la deformación local puede dispersarse. Por consiguiente, se considera que el alargamiento por tensión, particularmente el alargamiento por tensión uniforme se mejora. Además, cuando el diámetro promedio en volumen disminuye, un límite de grano, el cual está sirviendo como una barrera del movimiento de dislocación, puede controlarse apropiadamente. Además, el límite de grano actúa sobre la deformación plástica repetitiva (fenómeno de fatiga) que ocurre debido al movimiento de dislocación, y por lo tanto se mejoran las propiedades de fatiga.
Además, el diámetro de un grano individual (unidad de grano) puede determinarse como sigue.
La perlita se especifica por la observación de estructura utilizando un microscopio óptico. Además, las unidades de grano de ferrita, austenita, bainita y martensita se especifican por EBSD. Cuando una estructura de cristal de una región la cual se determina por la EBSD es una estructura cúbica centrada de frente (estructura fcc) esta región se determina como austenita. Además, cuando la estructura de cristal de una región la cual se determina por la EBSD es una estructura cúbica centrada en la carrocería (estructura bcc) , esta región se determina como cualquiera de ferrita, bainita y martensita. La ferrita, bainita y martensita pueden distinguirse utilizando un método de Desorientación Promedio de Kernel (KAM) que se encuentra equipado con EBSP-OIM (marca registrada, Microscopía de Imagen de Orientación del Patrón de Difracción de Electrones por Retrodispersión) . En el método de KAM, una diferencia en la orientación entre los pixeles respectivos se promedió en una primera aproximación (total de siete pixeles) en los cuales se utilizan un pixel hexagonal regular arbitrario (pixel central) entre los datos de medición y seis pixeles que se encuentran adyacentes al pixel, en una segunda aproximación (total de 19 pixeles) en el cual también se utilizan 12 pixeles colocados más allá de los seis pixeles, o en una tercera aproximación (total de 37 pixeles) en la cual 18 pixeles colocados más allá de los 12 pixeles también se utilizan. Entonces, un valor promedio que se obtiene se determina como un valor del pixel central, y esta operación se realiza con respecto a la totalidad de los pixeles. Cuando se realiza el cálculo de acuerdo con el método de KAM sin exceder un límite de grano, un mapa, el cual puede crearse, es la expresión de una variación de orientación intragranula . Este mapa muestra una distribución de deformación basada en la variación de orientación local intragranular .
En la modalidad, la diferencia de orientación entre los pixeles adyacentes se calcula por la tercera aproximación en la EBSP-OIM (marca registrada) . El tamaño de grano de ferrita, bainita, martensita y austenita puede obtenerse como sigue. Por ejemplo, la medición de orientación descrita en lo anterior se realiza en una etapa de medición de 0.5 µp por debajo con una ampliación de 1,500 veces, una posición en la cual la diferencia de orientación entre los puntos de medición,- los cuales son adyacentes entre sí, excede 15° se determina como un límite de grano (este límite de grano, necesariamente, puede no ser un límite de grano general) , y un diámetro de círculo equivalente se calcula para obtener el tamaño de grano. En caso donde la perlita se encuentra contenida en la microestructura, con respecto a una imagen obtenida por un microscopio óptico, el tamaño de grano de perlita puede calcularse al aplicar un método de procesamiento de imagen tal como el procesamiento de binarización y un método de intercepción.
En el grano (unidad de grano) definido como se describe en lo anterior, en caso donde un radio de círculo equivalente (un valor medio del diámetro de círculo equivalente) se establece en r, el volumen de un grano individual puede obtenerse por y un diámetro promedio en volumen puede obtenerse por un promedio ponderado del volumen.
Además, una relación de área de un grano grueso siguiente puede obtener al dividir la relación de área del grano grueso, el cual se obtiene por el método, por un área de un objeto a medirse.
Además, la siguiente distancia LMA puede determinarse utilizando un límite entre la austenita y un grano distinto de austenita y un límite entre martensita y un grano distinto de martensita, el cual se obtiene por el método anterior (solamente, FE-SEM con el cual EBSD es posible) .
Además, en caso de mejorar adicionalmente la plegabilidad, con respecto a los componentes totales de la microestructura, una relación de un área (relación de área de un grano grueso) es decir ocupado por un grano (grano grueso) que tiene un tamaño de grano, el cual se excede en; 20 pm por un área unitaria, puede limitarse a 10% o menos. Cuando un grano que tiene un gran tamaño de grano incrementa, la resistencia de tensión disminuye, y de este modo la deformabilidad local también disminuye. Por lo tanto, es preferible hacer al grano tan fino como sea posible. Además, cuando todos los granos se reciben en forma uniforme y equivalente, se mejora una plegabilidad por deformación. Por consiguiente, la deformación local del grano puede suprimirse al limitar la cantidad de granos gruesos.
Además, para mejorar adicionalmente la deformabilidad local, tal como la plegabilidad, la capacidad de rebordeado por estirado, la conformabilidad por desbarbado, y la capacidad de expansión de agujeros, se prefiere que se disperse una estructura dura tal como austenita y martensita retenida. Por lo tanto, entre los granos de austenita y martensita retenida, la desviación estándar de una distancia LMA [µ??] entre granos de cristal más cercanos (austenita o martensita retenida) entre sí, pueden establecerse a 5 ym. En este caso, con respecto a por lo menos 100 granos de austenita y martensita retenidas, la desviación estándar de la distancia LMA puede obtenerse al medir la distancia LMA.
A continuación, se describirá la razón de porqué los componentes químicos (elementos químicos) de la placa de acero laminada en caliente relacionadas con la modalidad se limitan. Aquí, "%" en el contenido de los componentes químicos respectivos representa "% en masa" .
C: 0.02% a 0.5% C es necesario para asegurar alta resistencia y austenita retenida. Es necesario para el contenido de C ser de 0.02% o más para obtener una cantidad suficiente de austenita retenida. Por otro lado, cuando la placa de acero contiene excesivamente C, la capacidad de soldadura se deteriora, y de este modo, el límite superior del contenido de C se establece en 0.5% o menos. En caso de mejorar adicionalmente la resistencia y alargamiento por tensión, se prefiere que el contenido de C sea de 0.05% o más, de mayor preferencia 0.06% o más, y aún de mayor preferencia 0.08% o más. Además, en caso de un mejoramiento adicional de la capacidad de soldadura, se prefiere que el contenido de C sea de 0.45% o menos, y mayor preferencia 0.040% o menos.
Si: 0.001% a 4.0% Si es un desoxidante, y se prefiere que un acero contenga 0.001% o más de Si. Además, Si estabiliza la ferrita durante un control de temperatura después de laminado en caliente, y suprime la precipitación de cementita después de devanar (durante la transformación bainítica) . Por consiguiente, se incrementa la concentración de C en austenita, y contribuye al aseguramiento de la austenita retenida. Entre más sea el contenido de Si, mayor será el incremento del efecto. Sin embargo, cuando Si se agrega excesivamente al acero, las cualidades superficiales, la capacidad de pintado, la capacidad de soldadura, y similares se deterioran. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Si se establece en 4.0% o menos. En caso de que un efecto para obtener la austenita retenida estable se muestre lo suficiente por Si, se prefiere que el contenido de Si sea de 0.02% o más, de mayor preferencia 0.20% o más, y aún de mayor preferencia 0.50% o más. Además, en caso de asegurar adicionalmente las cualidades superficiales, la capacidad de pintado, la capacidad de soldadura, y similares, se prefiere que el contenido de Si sea de 3.5% o menos, y de mayor preferencia de 3.0% o menos.
Mn: 0.001% a 4.0% Mn es un elemento que estabiliza la austenita, e incrementa la templabilidad . Es necesario para el acero contener 0.001% o más de Mn para asegurar suficiente templabilidad. Por otro lado, cuando Mn se agrega excesivamente en el acero, se deteriora la ductilidad, y de este modo el límite superior del contenido de Mn se establece en 4.0%. Para asegurar una mayor templabilidad adicional, se prefiere que el contenido de Mn sea de 0.1% o más, de mayor preferencia 0.5% o más, y aún de mayor preferencia 1.0% o más. Además, en caso de asegurar una mayor ductilidad adicional, se prefiere que el contenido de Mn sea de 3.8% o menos, y de mayor preferencia 3.5% o menos.
P : 0.15% o menos P es una impureza, y cuando P se encuentra contenido excesivamente en el acero, se deteriora la ductilidad o la capacidad de soldadura. Por lo : tanto, el límite superior del contenido de P se establece en 0.15% o menos. Además, P opera como un elemento de templado de la solución sólida, pero P se encuentra inevitablemente contenido en el acero. Por consiguiente, no es necesario limitar particularmente el límite inferior del contenido de P, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera el reciente refinamiento general (que incluye la refinación secundaria) , el límite inferior del contenido de P puede ser de 0.001%. En caso de incrementar adicionalmente la ductilidad y la capacidad de soldadura, se prefiere que el contenido de P sea de 0.12% o menos, y de mayor preferencia 0.10% o menos .
S : 0.03% o menos S es una impureza, y cuando S se encuentra contenido excesivamente en el acero, se genera MnS que se alarga por tensión por laminación en caliente. Por lo tanto, se deteriora la confortabilidad tal como ductilidad y capacidad de expansión de agujeros. Por lo tanto, el límite superior del contenido de S se establece en 0.03%. Además, puesto que S se encuentra contenido inevitablemente en el acero, no es necesario limitar particularmente el límite inferior del contenido de S, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera la reciente refinación general (que incluye la refinación secundaria) el límite inferior del contenido de S puede ser de 0.0005%. En caso de incrementar adicionalmente la ductilidad y la capacidad de expansión de agujeros, se prefiere que el contenido de S sea de 0.020% o menos, y de mayor preferencia de 0.015% o menos.
O: 0.01% o menos O (oxígeno) es una impureza, y cuando el contenido de 0 excede 0.01%, se deteriora la ductilidad. Por lo tanto, el límite superior del contenido de O se establece en 0.01%. Además, puesto que O se encuentra contenido inevitablemente en el acero, no es necesario limitar particularmente el límite inferior del contenido de O, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera la reciente refinación general (que incluye la refinación secundaria) el límite inferior del contenido de O puede ser de 0.0005%.
Al: 0.001% a 4.0% Al es un desoxidante, y cuando se considera la reciente refinación general (que incluye la refinación secundaria) se prefiere que 0.001% o más de Al se encuentre contenido en el acero. Además, Al estabiliza la ferrita durante un control de temperatura después de la laminación en caliente, y suprime la precipitación de cementita durante la transformación bainítica. Por consiguiente, Al incrementa la concentración de C en austenita, y contribuye a asegurar la austenita retenida. Cuando el contenido de Al se incrementa, el efecto incrementa adicionalmente . Sin embargo, cuando Al se agrega excesivamente al acero, se deterioran las cualidades superficiales, capacidad de pintado y capacidad de soldadura. Por lo tanto, el límite superior del contenido de Al se establece en 2.0%. En caso de que un efecto para obtener una austenita retenida estable se muestre lo suficiente por Al, se prefiere que el contenido de Al sea de 0.005% o más, y de mayor preferencia 0.01% o más. Además, en caso donde sea necesario asegurar adicionalmente las cualidades superficiales, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares, se prefiere que el contenido de Al sea de 3.5% o menos, y de mayor preferencia 3.0% o menos.
N: 0.01% o menos N es una impureza, y cuando el contenido de N excede 0.01%, se deteriora la ductilidad. Por lo tanto, el límite superior del contenido de N se establece en 0.01% o menos. Además, puesto que N se encuentra contenida inevitablemente en el acero, no es necesario limitar particularmente el límite inferior del contenido d N, y el límite inferior es de 0%. Además, cuando se considera la reciente refinación general (que incluye la refinación secundaria) el límite inferior del contenido de N puede ser de 0.0005%. En caso de incrementar adicionalmente la ductilidad, se prefiere que el contenido de N sea de 0.005% o menos .
Si + Al: 1.0% a 4.0% Estos elementos son desoxidantes como se describe en lo anterior. Además, tanto Si como Al estabilizan la ferrita durante un control de temperatura después de la laminación en caliente, y suprimen la precipitación de cementita después de devanar (durante la transformación bainí ica) . Por consiguiente, estos elementos incrementan la concentración de C en austenita, y contribuye al aseguramiento de austenita retenida. Como resultado, se prefiere que la suma del contenido de Si y el contenido de Al sea de 1.0% o más. Sin embargo, cuando estos elementos se agregan excesivamente al acero, las cualidades superficiales, la capacidad de pintado, la capacidad de soldadura y similares se deterioran, y por lo tanto la suma del contenido de Si y el contenido de Al se establece en 4.0% o menos. En caso de asegurar adicionalmente las cualidades superficiales, capacidad de pintado, capacidad de soldadura, y similares, se prefiere que la suma sea de 3.5% o menos y de mayor preferencia 3.0% o menos.
Los elementos químicos antes descritos son componentes básicos (elementos básicos) de acero en la modalidad, y la composición química en la cual los elementos básicos se controlan (contenidos o limitados), y en los cuales el resto que incluye Fe e impurezas inevitables, es una composición básica de la modalidad. Sin embargo, en la modalidad, además de estos componentes básicos (en lugar de una parte de Fe del resto) , los siguientes elementos químicos (elementos selectivos) pueden estar contenidos adicionalmente en el acero cuando sea necesario. Además, aun cuando los elementos selectivos son contenidos inevitables (por ejemplo, en una cantidad menor que los límites inferiores de las cantidades de los elementos selectivos respectivos) en acero, el efecto en la modalidad no se deteriora.
Es decir, la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad puede contener una o más clases entre Ti, Nb, B, Mg, REM, Ca, Mo, Cr, V, W, Ni, Cu, Co, Sn, Zr, y As como un elemento selectivo para mejorar la deformabilidad local, por ejemplo, por el control de inclusiones o refinamiento de precipitados.
Además, en caso de obtener resistencia por el reforzamiento por precipitación, se puede permitir que se generen los carbonitruros finos. Es efectivo agregar Ti, Nb, V, W, y Cu para obtener el reforzamiento por precipitación. Además, la placa de acero puede contener uno o más clases de estos cuando sea necesario.
Para obtener el efecto por adición de Ti, Nb, V, W y Cu, el contenido de Ti es de preferencia de 0.001% o más, el contenido de Nb es de preferencia de 0.001% o más, el contenido de V es de preferencia de 0.001% o más, el contenido de W es de preferencia de 0.001% o más, y el contenido de Cu es de preferencia de 0.001% o más. Sin embargo, incluso cuando los elementos químicos se agregan excesivamente al acero, se satura un incremento en la resistencia, y además de esto, la recristalización después de la laminación en caliente se suprime, y por lo tanto, es difícil controlar la orientación del cristal. Por lo tanto, el contenido de Ti se limita a 0.2% o menos, el contenido de Nb se limita a 0.2% o menos, el contenido de V se limita a 1.0% o menos, el contenido de W se limita a 1.0% o menos, y el contenido de Cu se limita a 2.0% o menos. Además, en consideración de la reducción de costo de aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Ti, el contenido de Nb, el contenido de V, el contenido de W y el contenido de Cu son de 0%.
En caso de incrementar la templabilidad de una estructura y realizar un control de fase secundario para asegurar la resistencia, es efectivo agregar una o más clases entre B, Mo, Cr y As de acuerdo con la necesidad. Para obtener el efecto, el contenido de B es de preferencia de 0.0001% o más, el contenido de Mo y el contenido Cr son de preferencia de 0.001% o más, y el contenido de As es de preferencia de 0.0001% o más. Sin embargo, cuando estos elementos químicos se agregan excesivamente, la capacidad de conformación por el contrario se deteriora, y de este modo el límite superior del contenido de B se limita a 0.005%, y el límite superior del contenido de Mo se limita a 1.0%, y el límite superior del contenido de Cr se limita a 2.0%, y el límite superior del contenido de As se limita a 0.50%. Además, para reducción de costos de aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de B, el contenido de Mo, el contenido Cr y el contenido de As son 0%.
Mg, REM (Metal de Tierra Raras) , y Ca son elementos selectivos importantes para mejorar la deformabilidad local de la placa de acero al controlar las inclusiones en un tipo inocuo. Por consiguiente, una o más clases entre Mg, REM y Ca pueden agregarse al acero cuando sea necesario. En este caso, todos los límites inferiores de los elementos químicos respectivos son de preferencia de 0.0001% o menos. Por otro lado, cuando estos elementos químicos se agregan excesivamente al acero, se deteriora la limpieza. Por lo tanto, con respecto a los límites superiores de los contenidos de los elementos químicos respectivos, el contenido de Mg se limita a 0.010% o menos, el contenido de REM se limita a 0.1% o menos, y el contenido de Ca se limita a 0.010% o menos. Además, para la reducción de costo de aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Mg, el contenido de REM, y el contenido de Ca son 0%.
Ni, Co, Sn y Zr son elementos selectivos para incrementar la resistencia, y una o más clases de estos elementos químicos pueden agregarse al acero cuando sea necesario. En este caso, el contenido de Ni es de preferencia de 0.001% o más, el contenido de Co es de preferencia de 0.0001% o más, el contenido de Sn es de preferencia' de 0.0001% o más, y el contenido de Zr es de preferencia de 0.0001% o más. Sin embargo, cuando estos elementos químicos se agregan excesivamente al acero, la conformabilidad se pierde. Por lo tanto, con respecto a los límites superiores de los elementos químicos respectivos, el contenido de Ni se limita a 2.0% o menos, el contenido de Co se limita a 1.0% o menos, el contenido de Sn se limita a 0.2% o menos, y el contenido de Zr se limita a 0.2% o menos. Además, para reducción de costos de aleación, no es necesario agregar a propósito estos elementos químicos al acero, y todos los límites inferiores del contenido de Ni, el contenido de Co, el contenido de Sn, y el contenido de Zr son de 0%. " Como se describe en lo anterior, la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad tiene una composición química que contiene elementos básicos descritos en lo anterior, el resto que incluye Fe e impurezas inevitables, o una composición química que contiene los elementos básicos descritos en lo anterior, y por lo menos uno de los elementos selectivos descritos en lo anterior, el resto incluye Fe e impurezas inevitables.
Además, la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad puede someterse a un tratamiento superficial. Por ejemplo, las placa de acero laminada en caliente puede incluir varias clases de película (película o revestimiento) al aplicar tratamientos superficiales tales como electro revestimiento, revestimiento por inmersión en caliente, revestimiento por deposición, un tratamiento de aleación después del revestimiento, formación de película orgánica, laminación de película, un tratamiento que utiliza sales orgánicas/sales inorgánicas, y un tratamiento sin cromo (tratamiento no cromado) . Como un ejemplo de estas películas, la placa de acero laminada en caliente puede incluir una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida sobre una superficie de las mismas. Incluso cuando la placa de acero laminada en caliente incluye la película, puede mantenerse lo suficiente la deformabilidad local .
Además, en esta modalidad, el espesor de placa de la placa de acero laminada en caliente no se limita particularmente, aunque por ejemplo, el espesor de la placa puede ser de 1.5 mm a 10 mm, o de 2.0 mm a 10 mm. Además, la resistencia de la placa de acero laminada en caliente tampoco se limita particularmente, y por ejemplo, la resistencia a la tracción puede ser de 440 MPa a 1,500 MPa.
La placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad puede aplicarse a usos generales de una placa de acero de alta resistencia, y la deformabilidad local tal como la capacidad de conformación de pliegue y la capacidad de expansión de agujeros de la placa de acero de alta resistencia se mejora significativamente.
Además, una dirección, la cual se realiza del procesamiento de pliegue, en la placa de acero laminada en caliente es diferente dependiendo de los componentes que van a procesarse, y la dirección no se limita particularmente. En la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad, las mismas propiedades pueden obtenerse en todas las direcciones de pliegue, y por lo tanto la placa de acero laminada en caliente se puede aplicar para formar compuestos que incluye modos de procesamiento tales como plegado, estiramiento y alargamiento.
A continuación, se describirá un método de producción de la placa de acero laminada en caliente relacionado con una modalidad de la presente invención.
Para realizar una excelente deformabilidad local, es importante formar una textura (textura no desarrollada) la cual tiene una densidad polar de menor anisotropía, y para controlar apropiadamente rC y r30. Los detalles de las condiciones de producción para controlar la densidad polar respectiva, rC y r30 con respecto a la placa de acero laminada en caliente que se produce, se describirán en lo siguiente .
Un método de producción que precede a la laminación en caliente no se limita particularmente. Por ejemplo, varias clases de refinamiento secundario pueden realizarse subsecuentemente a la fusión y refinamiento utilizando un alto horno, un horno eléctrico, un convertidor, o similares para fundir el acero, lo cual satisface las composiciones químicas descritas en lo anterior, por lo cual el acero (acero fundido) puede obtenerse. Entonces, para obtener un lingote o losa de acero a partir del acero, por ejemplo, el acero puede fundirse por los métodos de fundición tales como el método de fundición continua común, un método de lingote, y un método de fundición de losa delgada. En el caso de la fundición continua, el acero puede laminarse en caliente después de enfriar el acero una vez a una baja temperatura (por ejemplo, temperatura ambiente), y recalentar el acero. Alternativamente, el acero (losa fundida) inmediatamente después de fundirse puede laminarse en caliente continuamente. Además, como un material sin procesar de acero (acero fundido), puede utilizarse chatarra.
Para obtener la placa de acero laminada en caliente de alta resistencia que es excelente en la deformabilidad local, es preferible satisfacer las siguientes condiciones.
Se prefiere que el tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación sea pequeño para incrementar la deformabilidad local. Además, se ha probado que ! cuando un tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación es de 200 µ?a o menos, esto es efectivo para obtener suficiente deformabilidad local.
Como muestra en la FIGURA 5, para obtener un tamaño de grano promedio de austenita de 200 µp? o menos antes del acabado por laminación, el acero puede laminarse una o más veces con una relación de reducción por laminación de 40% o más por desbaste (primera laminación en caliente) dentro de un margen de temperatura desde 1,000°C hasta 1,200°C (de preferencia, 1,150°C o menor).
Cuando la relación de reducción por laminación y el número de tiempos de reducción de laminación incrementa, puede obtenerse un grano de austenita fino adicional. Por ejemplo, en el desbaste, es preferible controlar el tamaño de grano promedio de austenita a 100 µp? o menos. Para formar un control de tamaño de grano, la laminación en la cual la relación de reducción por laminación de una pasada es de 40% o más puede realizarse dos o más veces (dos o más pasadas) . Sin embargo, con respecto al desbaste, cuando la relación de reducción por laminación de una pasada se limita a 70% o menos, o el número de veces de reducción de laminación (el número de pasadas) se limita a 10 veces o menos, una preocupación acerca de una disminución de temperatura o generación excesiva de incrustaciones son capaces de reducirse. Por consiguiente, en el desbaste, la relación de reducción por laminación de una pasada puede ser dé 70% o menos, y el número de veces de reducción de laminación (el número de pasadas) puede ser de 10 veces o menos.
Como se describe en lo anterior, cuando el tamaño de grano de austenita antes del acabado por laminación se hace pequeño, la recristalización de austenita en el acabado por laminación subsecuente se promueve, y de este modo la reducción del tamaño de grano de austenita es efectiva para mejorar la deformabilidad local.
El efecto se asume que es debido a un límite de grano de austenita después del desbaste (es decir, antes del acabo por laminación) funciona como uno de los núcleos de recristalización durante el acabado por laminación.
Para confirmar el tamaño de grano de austenita después del desbaste, es preferible enfriar rápidamente el acero (placa de acero) antes de ingresar el acabado por laminación en un índice de enfriamiento tan alto como sea posible. Por ejemplo, la placa de acero se enfrió a un índice de enfriamiento promedio de 10°C/s o mayor. Además, una sección transversal de una pieza de placa recolectada de la placa de acero obtenida después del enfriamiento se somete a grabado en aguafuerte para hacer que emerja al frente un límite de grano de austenita en una microestructura, y después se realiza la medición utilizando un microscopio óptico. En este momento, con respecto a 20 campos de visualización o más a una amplificación de 50 veces, el tamaño de grano de austenita se mide por análisis de imagen o un método de intercepción, y los tamaños de grano de austenita respectivos se promedian para obtener un tamaño de grano promedio de austenita.
Después del desbaste, el acabado por laminación puede realizarse continuamente después de unir un llantón. En este momento, la barra sin trabajar puede devanarse una vez en una bobina, y puede almacenarse en una cubierta que tenga una función de retención térmica cuando sea necesario, y la unión puede realizarse después de rebobinar la bobina nuevamente .
Además, como una condición para controlar la densidad polar promedio del grupo de orientación de {l00}<011> a (223}<110> y la densidad polar de la orientación de cristal de {332}<113> en la porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 del espesor de placa dentro de los márgenes de densidad polar antes descritos, una laminación se controla en el acabado por laminación (segunda laminación en caliente) después del desbaste con una temperatura de T1(°C) la cual puede determinarse como se muestra en la siguiente Expresión 7 por una composición química (% en masa) de acero, se establece como una referencia .
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] + 350 x [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x [Mo] + 100 x [V] (Expresión 7) Además, en la Expresión 7, [C] , [N] , [Mn] , [Nb] , [Ti] , [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan los porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, el contenido de Mn, el contenido de Nb, el contenido de Ti, el contenido de B, el contenido de Cr, el contenido de Mo, y el contenido de V en el acero, respectivamente. Además, se realiza el cálculo mientras se establece el contenido de los elementos químicos (componentes químicos) no contenidos en la Expresión 7 a 0%. Por lo tanto, en la composición básica que contiene sólo los componentes básicos antes descritos, la siguiente Expresión 8 puede utilizarse en lugar de la Expresión 7.
TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] (Expresión 8) Además, cuando el acero contiene elementos selectivos, es necesario para una temperatura calculada por la Expresión 7 en lugar de la temperatura calculada por la Expresión 8 para establecerse como TI (°C) .
En el acabado por laminación, la temperatura TI (°C) que puede obtenerse por la Expresión 7 o Expresión 8 se establece como una referencia, una relación de reducción por laminación grande se asegura en un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C (de preferencia, un margen de temperatura de TI + 50°C a TI + 100°C), y la relación de reducción por laminación se limita a un margen pequeño (incluyendo 0%) en un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C. Cuando el acabado por laminación se realiza además del desbaste, puede elevarse la deformabilidad local del producto final.
Cuando la relación de reducción por laminación grande se asegura en un margen de temperatura de Ti + 30°C a TI + 200°C, y la relación de reducción por laminación se limita en un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C, la densidad polar promedio del grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> y la densidad polar de la orientación de cristal de {332}<113> en la porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 del espesor de placa se controla lo suficiente. Por consiguiente, la deformabilidad local del producto final se mejora dramáticamente. La temperatura TI misma se obtiene empíricamente. La presente invención ha encontrado empíricamente los siguientes hechos a través de experimentos. Es decir, un margen de temperatura en el cual la recristalización en un margen de austenita de cada placa de acero que se promueve puede determinarse con la temperatura TI establecida como una referencia. Para obtener la deformabilidad local satisfactoria adicional, es importante acumular una gran cantidad de deformación o la reducción de laminación, y por lo tanto una relación de reducción por laminación acumulativa dentro de un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es de 50% o más. Además, a partir del punto de vista de promover la recristalización por acumulación de deformación, se prefiere que la relación de reducción por laminación acumulativa sea de 70% o más. Además, cuando el límite superior de la relación de reducción por laminación acumulativa se limita, la temperatura de laminación puede asegurarse además lo suficiente, y de este modo una carga de laminación puede suprimirse adicionalmente. Por consiguiente, la relación de reducción por laminación acumulativa puede ser de 90% o menos.
Además, para incrementar la homogeneidad de la placa laminada en caliente, y para elevar el alargamiento por tensión y ductilidad local de un producto final al límite, el acabado por laminación se controla para incluir una pasada de reducción de laminación grande que tiene una relación de reducción por laminación de 30% o más en un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C. De esta manera, en el acabado por laminación, en un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C, por lo menos un tiempo de reducción de laminación que tiene una relación de reducción por laminación de 30% o más se realiza. Particularmente, cuando se considera el control de enfriamiento, para describirse más tarde, la relación de reducción por laminación de la pasada final en el margen de temperatura es de 30% o más. Es decir, se prefiere que la pasada final sea la pasada de reducción de laminación grande. En un caso donde se requiere capacidad de conformación superior adicional, las relaciones de reducción de laminación de dos pasadas finales pueden establecerse en 30% o más, respectivamente. En caso de una elevación de homogeneidad adicional de una placa laminada en caliente, una relación de reducción por laminación de la pasada de reducción de laminación grande (una pasada) puede ser de 40% o más. Además, en caso de obtener una forma satisfactoria adicional de una placa de acero, la relación de reducción por laminación de la pasada de reducción de laminación gránde (una pasada) puede ser de 70% o menos.
Además, en un margen de temperatura de TI + 30 °C a TI + 200°C, cuando se suprime la elevación de temperatura de una placa de acero entre las pasadas de laminación respectivas (por ejemplo, 18°C o menor), puede obtenerse austenita recristalizada uniforme adicional.
Además, la recristalización uniforme se promueve por la liberación de las deformaciones acumuladas. Por consiguiente, después de que se termina la reducción de laminación en un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200 °C, una cantidad para procesar en un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C (de preferencia T1°C menor que TI + 30°C) se suprime para ser tan pequeña como sea posible. Por consiguiente, la relación de reducción por laminación acumulativa en un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C se limita a 30% o menos. En caso de asegurar una forma de placa excelente en este margen de temperatura, la proporción de reducción de laminación acumulativa de 10% o más es preferible. Sin embargo, en un caso donde se establece un alto valor sobre la deformabilidad local, se prefiere que la relación de reducción por laminación acumulativa sea de 10% o menos, y de mayor preferencia 0%. Es decir, en un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C, no es necesario realizar la reducción de laminación, e incluso cuando la reducción de laminación se realiza, la relación de reducción por laminación acumulativa se establece a 30% o menos.
Además, cuando la relación de reducción por laminación a un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C es grande, se expande el grano de austenita recristalizado , y por lo tanto se deteriora la deformabilidad local.
Es decir, con respecto a las condiciones de producción relacionadas con la modalidad, cuando la austenita se recristaliza de manera uniforme y fina en el acabado de laminación, se controlan la textura y el valor r del producto laminado en caliente. Por consiguiente, puede mejorarse la deformabilidad local tal como la capacidad de expansión de agujeros y plegabilidad .
Cuando se realiza la laminación en un margen de temperatura inferior que Ar3°C, o la proporción de; reducción de laminación acumulativa en un margen de temperatura que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C es demasiado grande, se desarrolla la textura de austenita. Como resultado, la placa de acero laminada en caliente que puede obtenerse finalmente, que no satisface por lo menos una de una condición, en la cual la densidad polar promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<100> en la porción central del espesor de placa es de 1.0 a 6.5, y una condición en la cual la densidad polar de la orientación de cristal es de {332}<113> es 1.0 a 5.0. Por otro lado, en el acabado de laminación, cuando la laminación se realiza a un margen de temperatura mayor que TI + 200°C, o la relación de reducción por laminación acumulativa es demasiado pequeña, los granos gruesos o los granos mezclados pueden incluirse en la microestructura, o la microestructura puede constituirse por granos mezclados. Además, en este caso, una relación de área de granos que excede 20 pm o un diámetro promedio en volumen incrementa .
Aquí, la relación de reducción por laminación puede obtenerse por resultados actuales o cálculos en la medición de una carga de laminación o un espesor de placa, y similares. Además, una temperatura de laminación (por ejemplo, cada uno de los márgenes de temperatura en lo anterior) pueden obtenerse por la medición actual utilizando un termómetro entre los trenes, por el cálculo a través de una simulación de cálculo en consideración de la generación térmica en el procesamiento debido a una velocidad en línea, una relación de reducción por laminación, o similares, o por la realización de ambas (medición actual y cálculo) . Además, en la descripción anterior, la relación de reducción por laminación en una pasada representa un porcentaje de una cantidad de reducción de laminación en una pasada a un espesor de placa de entrada antes de pasar a través de un tren de laminación (una diferencia entre el espesor de placa de entrada antes de pasar a través del tren de laminación y un espesor de placa de salida después pasar el tren de laminación) . Cuando un espesor de placa de entrada antes de la primera pasada en la laminación en cada uñó de los márgenes de temperatura en lo anterior se establece como referencia, la relación de reducción por laminación acumulativa representa un porcentaje de una cantidad de reducción de laminación acumulativa para referencia (una diferencia entre el espesor de placa de entrada antes de la primera pasada en la laminación en cada uno de los márgenes de temperatura en lo anterior y el espesor de placa de salida después de la pasada final en laminación en cada uno de los márgenes de temperatura) . Además, la temperatura Ar3 se obtiene por la siguiente Expresión 9.
Ar3 = 879.4 - 516.1 x [C] - 65.7 x [Mn] + 38.0 x [Si] + 274.7 x [P] (Expresión 9) Con respecto a la laminación en caliente (acabado por laminación) que se realiza como se describe en lo anterior, cuando se termina la laminación en caliente a una temperatura menor que Ar3 (°C), el acero se lamina en una región de dos fases (región de temperatura de dos fases) que incluye austenita y ferrita, y por lo tanto la integración de la orientación de cristal del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> se vuelve fuerte. Como resultado, se deteriora significativamente la deformabilidad local. Aquí, cuando la temperatura de terminación de laminación del acabado de laminación es de T1°C o mayor, una cantidad de deformación en un margen de temperatura de T1°C o inferior puede reducirse, y por lo tanto la anisotropía puede reducirse adicionalmente . Como resultado, la deformabilidad local puede incrementarse adicionalmente. Por consiguiente, la temperatura de terminación de laminación del acabado de laminación puede ser de T1°C o mayor.
Además, el enfriamiento (enfriamiento primario) después de la pasada de reducción de laminación grande final (reducción de laminación en un tren de laminación) de la laminación en un margen de temperatura de TI + 30°C:a fl + 200 °C tiene un gran efecto sobre un tamaño de grano de un producto final. Además, debido al enfriamiento, se obtiene un grano equiaxial (tamaño uniforme) y por lo tanto la microestructura puede controlarse para tener granos menos gruesos.
El acero se enfría después de un tren de laminación que corresponde con la pasada final entre la pasada de reducción de laminación grande de tal manera que un tiempo en espera t (segundo) , el cual se toma antes del inicio del enfriamiento primario después de la finalización de la pasada final entre las pasadas de reducción de laminación grande (como se describe en lo anterior) las pasadas de reducción de laminación grande representan la reducción de laminación (pasada) que tienen una relación de reducción por laminación de 30% o más en el margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C) en la laminación en caliente, satisface la Expresión 10. Aquí, ti en la Expresión 10 puede obtenerse por la siguiente Expresión 11. En la Expresión 11, Tf representa una temperatura (°C) de una placa de acero al momento, de finalizar la pasada final de las pasadas de reducción de laminación grande y Pl representa una relación de reducción por laminación (%) en la pasada final entre las pasadas de reducción de laminación grandes. Aquí, cuando se considera la capacidad de funcionalidad (por ejemplo, la corrección de forma o capacidad de control del enfriamiento secundario) , el enfriamiento primario puede realizarse entre trenes de laminación .
Cuando el tiempo en espera t excede el valor a la derecha (2.5 ? ti) de la Expresión 10, la recristalización casi se completa, por otro lado, los granos pueden crecer significativamente, y por lo tanto se incrementa el tamaño de grano. Por lo tanto, el valor r y el alargamiento por tensión disminuye. Por consiguiente, el tiempo en espera t se establece en 2.5 x ti segundos o menos. t < 2.5 x ti (Expresión 10) ti = 0.001 x ( (Tf - TI) x Pl/100)2 -0.109 x ((Tf -Ti) x Pl/100) + 3.1 (Expresión 11) Cuando el tiempo en espera t se limita adicionalmente a ser menor que ti segundos, el crecimiento del grano puede suprimirse en gran medida. En este caso, el diámetro promedio en volumen de un producto final puede controlarse a 4 ym o menos. Como resultado, incluso cuando la recristalización no progresa lo suficiente, el alargamiento por tensión de la placa de acero puede mejorarse lo suficiente, y al mismo tiempo, pueden mejorarse las propiedades de fatiga.
Por otro lado, cuando el tiempo en espera t se limita adicionalmente de ti segundos a 2.5 x ti segundos, el diámetro promedio en volumen incrementa (por ejemplo, excede 4 ym) comparado con un caso en el cual el tiempo en espera ti es menor que ti. Sin embargo, la recristalización progresa lo suficiente, y de este modo, la orientación de cristal se vuelve aleatoria. Por consiguiente, el alargamiento por tensión de la placa de acero puede mejorarse lo suficiente y al mismo tiempo, la isotropía puede mejorarse en gran medida.
Además, el enfriamiento primario descrito en lo anterior puede realizarse entre trenes de laminación o después del tren de laminación final. Es decir, después de realizar el enfriamiento primario, la laminación que tiene una relación de reducción por laminación baja (por ejemplo, el 30% o menos (o menos de 30%) ) puede realizarse en un margen de temperatura de Ar3°C o mayor (por ejemplo, de Ar3(°C) a Tl+30 (o Tf)(°C)).
Se prefiere que una variación de temperatura de enfriamiento que es una diferencia entre la temperatura de placa de acero (temperatura de acero) al momento del inicio del enfriamiento y una temperatura de placa de acero (temperatura de acero) en el tiempo de la terminación de enfriamiento en el enfriamiento primario es de 40°C a 140°C. Además, se prefiere que la temperatura T2 de placa de acero al momento de finalizar el enfriamiento del enfriamiento primario sea de Ti + 100°C o menor. Cuando la variación de temperatura de enfriamiento es de 40°C o mayor, el crecimiento de grano de la austenita recristalizada puede suprimirse adicionalmente . Cuando la variación de temperatura de enfriamiento es de 140°C o menor, la recristalización puede progresar lo suficiente adicionalmente, y de este modo la densidad polar puede mejorarse adicionalmente:. ;Además, cuando la variación de temperatura de enfriamiento se limita a 140°C o menos, la temperatura de la placa de acero puede controlarse en una forma relativamente fácil, y la selección variante (evitando la limitación variante) puede controlarse en una forma relativamente efectiva, y de este modo el desarrollo de una textura puede suprimirse adicionalmente . Por consiguiente, en este caso, la isotropía puede elevarse adicionalmente, y de este modo la dependencia de orientación de la capacidad de conformación puede disminuirse adicionalmente. Además, cuando la temperatura T2 de la placa de acero al momento de finalizar el enfriamiento del enfriamiento primario es de TI + 100 °C o menos, puede obtenerse otro efecto de enfriamiento suficiente. Debido al efecto de enfriamiento, el crecimiento de grano puede suprimirse, y de este modo puede suprimirse adicionalmente un incremento del tamaño de grano de austenita.
Además, se prefiere que un índice de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario sea de 50°C/s o más. Cuando el índice de enfriamiento promedio en el enfriamiento primario es de 50°C/s o más, el crecimiento de grano del grano de austenita recristalizada puede suprimirse adicionalmente. Por otro lado, no es necesario establecer particularmente el límite superior del índice de enfriamiento promedio, aunque el índice de enfriamiento promedio puede ser de 200°C/s o menos a partir del punto de vista de una placa de acero.
Después del acabado por laminación, el acero se enfría en un índice de enfriamiento promedio desde 10°C/s a 100°C/s a una temperatura T3 dentro de un margen de 630°C a 800 °C que se encuentra en la cercanía de una punta de un margen de ferrita pro-eutectoide (enfriamiento secundario) . Entonces, el acero se retiene durante 1 a 20 segundos en un margen de temperatura de 630°C a 800°C, o se enfría lentamente a una temperatura dentro de un margen que es mayor que o igual a 550°C y menor que la temperatura T3 de la temperatura T3 en un índice de enfriamiento promedio de 20°C/s. Una cantidad suficiente de ferrita puede obtenerse fácilmente por el control de temperatura. Además, uñ grano puede refinarse por el enfriamiento en 630°C a 800°C en un índice de enfriamiento promedio de 10°C/s. En caso de un tratamiento de retención isotérmico sustancial, cuando un tiempo de retención excede 20 segundos, una fracción de la ferrita se vuelve demasiado alta, y de este modo disminuye la resistencia. Por otro lado, cuando el tiempo de retención es menor que un segundo, se vuelve deficiente una cantidad de generación de ferrita. Además, cuando una temperatura en la cual el enfriamiento lento se detiene es inferior de 550°C o una temperatura de detención de enfriamiento antes de la retención o enfriamiento lento es menor que 630°C, existe una posibilidad de que pueda ocurrir la transformación de perlita. Por lo tanto, la temperatura en la cual el enfriamiento lento se detiene se establece en 550°C o mayor, y la temperatura de detención de enfriamiento antes de la retención o enfriamiento lento se establece en 630°C o más.
Adem s, el acero se enfría a una temperatura dentro de un margen de 350°C a 500°C y se devana. Después de realizar un control de margen de temperatura para retener la bobina devanada (acero) dentro de un margen de 350°C a 500°C durante 30 minutos a 300 minutos, la bobina resultante se enfría con aire. Cuando la temperatura de devanado es mayor que 500°C, la transformación bainítica progresa excesivamente. Además, cuando la temperatura de devanado es menor que 350°C, la transformación bainitica se suprime excesivamente, y de este modo la estabilización de la austenita retenida por la concentración C no es suficiente. Además, en este caso, la transformación martensítica ocurre durante el enfriamiento con aire, y de este modo no es posible obtener una cantidad suficiente de austenita retenida. Además, cuando el tiempo de retención en 350°C a 500 °C es menor que 30 minutos, el progresó de la transformación bainítica no es suficiente, y la fracción de la austenita retenida disminuye. Por otro lado, el tiempo de retención excede 300 minutos, la cementita se precipita o la cementita precipitada crece, y de ese modo la fracción objetivo de la austenita retenida no puede obtenerse. Además, cuando un índice de variación de temperatura de la bobina en el control de margen de temperatura es de -40°C/h a 40°C/h, una variación de temperatura en la bobina ocurre gradualmente. Por consiguiente, las cualidades del material en la bobina pueden controlarse para ser homogéneas adicionalmente .
De acuerdo con el método de producción descrito en lo anterior, puede obtenerse la placa de acero laminada en caliente que tiene excelente deformabilidad local.
Además, con respecto a la placa de acero laminada en caliente que se obtiene, la laminación de endurecimiento puede realizarse cuando sea necesario. De acuerdo con la laminación de endurecimiento, puede evitarse una deformación por estiramiento que ocurre durante el maquinado, y puede corregirse una forma de la placa de acero.
Además, la placa de acero laminada en caliente que se obtiene puede someterse a un tratamiento superficial. Por ejemplo, los tratamientos superficiales tales como electro-revestimiento, revestimiento por inmersión en caliente, revestimiento por deposición, tratamiento de aleación después del revestimiento, formación de película orgánica, laminación de película, un tratamiento que utiliza sales orgánicas/sales inorgánicas, y un tratamiento sin cromo pueden aplicarse a la placa de acero laminada en caliente que se obtiene. Como un ejemplo de estos tratamientos, una capa galvanizada por inmersión en caliente o una capa galvanorrecocida puede formarse sobre una superficie de la placa de acero laminada en caliente. Incluso cuando los tratamientos superficiales se realizan, la deformabilidad local puede mantenerse lo suficiente .
Para referencia, la FIGURA 6 muestra un diagrama de flujo que ilustra el esquema de un método de producción de la placa de acero laminada en caliente relacionada con la modalidad.
Ej emplos El contenido técnico de la presente invención se describirá con referencia a los ejemplos de la presente invención .
Se describirán los resultados del examen realizado utilizando acero en un acero t que tiene una composición química (el resto incluye Fe e impurezas inevitables) mostrada en las Tablas 1 y 2. El acero se fundió y se vació. Entonces, el acero se calentó a un margen de temperatura de 900°C a 1,300°C al recalentar el acero como está, o recalentar el acero que se enfrió una sola vez a temperatura ambiente. Entonces, la laminación en caliente (un margen de austenita que se encuentra en un margen de temperatura de Ar3 o mayor) y un control de temperatura (enfriamiento o retención) se realizó bajo condiciones de producción mostradas en las Tablas 3 a 6, por lo cual se obtuvo una placa de acero laminada en caliente que tiene un espesor de 2 mm a 5 mm.
TABLA 2 TABLA 1 TABLA 3 Las Tablas 7 a 9 muestras características y propiedades mecánicas de una microestructura (incluyendo una textura) . Además en las Tablas 7 a 9, y, F, B, M, y P representan las relaciones de área de la austenita retenida, ferrita, bainita, martensita y perlita, respectivamente. Además, , f2o, dv, y s?? representan un porcentaje de una relación de área de un grano (grano grueso) que excede 20 µ??, un diámetro promedio en volumen de un grano, y una desviación estándar de la distancia LMA descrita en lo anterior, respectivamente.
Como un índice de deformabilidad local, se utilizaron la relación ? de expansión de agujeros y el radio de curvatura límite (d/RmC) de acuerdo con el pliegue V de 90° del producto final. Además, una prueba de tracción (medición de TS y EL) , una prueba de pliegue, y una prueba de expansión de agujero se realizaron de acuerdo con JIS¦ Z 2241, JIS Z 2248 (prueba de pliegue de 90° de bloque , en V) , y Estándar JFS T1001 de la Federación de Hierro y Acero de Japón, respectivamente. Además, con respecto a la : orción central del espesor de placa dentro de una región de 5/8 a 3/8 de una sección transversal de espesor de placa, la cual se encuentra paralela con una dirección de laminación en una posición de 1/4 y en una dirección de ancho de placa, se midió una densidad polar al paso de 0.5 µ?? utilizando el EBSD descrito en lo anterior. Además, los valores r (rC, r30) de direcciones respectivas se midieron por el método descrito en lo anterior de acuerdo con JIS Z 2254 (2008) (IS010113 (2006) ) .
Además, un subrayado en las Tablas 1 a 8 indica condiciones que no satisfacen las condiciones de la presente invención. Además, en la Producción No. 38, puesto que la laminación dentro de un margen de temperatura de TI + 30 °C a TI + 200 °C no incluye una pasada de 30% o más, como un valor de Pl, se utilizó una relación de reducción por laminación de la pasada final en la laminación dentro de un margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C.
TABLA 4 TABLA 5 TABLA 6 TABLA 7 TABLA 8 TABLA 9 Las producciones Nos. 1 a 14 y 25 a 34 satisfacen las condiciones de la presente invención, y de este modo d/RmC, TSx , y TSxEL de las placas de acero que se obtuvieron en los números de producción fueron excelentes. Además, cuando se optimizaron las condiciones de producción, d/RmC, TSx , y TSxEL se mejoraron adicionalmente .
Por otro lado, en las producciones Nos. 15 a 24 y 35, las condiciones de la presente invención no fueron satisfactorias, y de este modo por lo menos uno de d/RmC, ????, y TSxEL de la placa de acero que se obtuvo no fue suficiente.
En lo anterior, se han descrito los ejemplos preferidos de la presente invención, aunque la presente invención no se limita a los ejemplos. Adición, omisión, sustitución, y otras modificaciones de configuración pueden hacerse dentro de un margen sin apartarse de la esencia de la presente invención. La presente invención no se limita a la descripción antes descrita, y se limita solamente por las reivindicaciones anexas.
Aplicabilidad Industrial Con respecto al acero TRIP, se proporciona una placa de acero laminada en caliente que es excelente en deformabilidad local, en la cual la dependencia de orientación de deformabilidad es pequeña, y la cual es excelente en ductilidad, y un método de producción de la misma.

Claims (14)

REIVINDICACIONES
1. Una placa de acero laminada en caliente caracterizada porque es una placa de acero que tiene composición química, en % en masa, de C: 0.02% a 0.5%, Si : 0.001% a 4.0%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al : 0.001% a 4.0%, P : 0.15% o menos, S : 0.03% o menos, N: 0.01% o menos, 0: 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables , en donde una suma de un contenido de Si y un contenido de Al es de 1.0% a 4.0% en la composición química de la placa de acero, una densidad polar promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>, la cual es una densidad polar expresada por una media aritmética de densidades polares de orientaciones de cristal respectivas de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, { 112 } <110> , y {223}<110>, es de 1.0 a 6.5, y una densidad polar de una orientación de cristal de {332}<113>, es de 1.0 a 5.0 en una porción central del espesor de placa dentro de un margen de 5/8 a 3/8 de un espesor de placa, una microestructura de la placa de acero que incluye una pluralidad de granos, la microestructura de la placa de acero incluye, por una relación de área, 2% a 30% de austenita retenida, 20% a 50% de ferrita, 10% a 60% de bainita, 20% o menos de perlita, y 20% o menos de martensita, y rC que es un valor de Lankford en una dirección ortogonal para una dirección de laminación es de 0.70 a 1.10, y r30 que es un valor de Lankford en una dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección de laminación es de 0.70 a 1.10.
2. La placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque la composición química de la placa de acero además incluye, en % en masa, uno o más seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, V: 0.001% a 1.0%, : 0.001% a 1.0%, CU: 0.001% a 2.0%, B: 0.0001% a 0.005%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, As: 0.0001% a 0.50%, Mg: 0.0001% a 0.010%, REM: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.010%, Ni : 0.001% a 2.0%, CO: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, y Zr: 0.0001% a 0.2%.
3. La placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque un diámetro promedio en volumen de los granos es de 1 ym a 4 µt?.
4. La placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque la densidad polar promedio del grupo de orientación de {l00}<011> a {223}<110> es de 1.0 a 5.0, y la densidad polar de la orientación de cristal {332}<113> es de 1.0 a 4.0.
5. La placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque entre la pluralidad de granos, una relación de área de granos que excede 20 m se limita a 10% o menos.
6. La placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 1 ó 2, caracterizada porque con respecto a por lo menos 100 granos de la austenita retenida y la martensita, una desviación estándar de una distancia LMA entre los granos más cercanos entre sí es de 5 pm o menos.
7. Un método de producción de la placa de acero laminada en caliente, el método de producción caracterizado porque comprende : un primer proceso de laminación en caliente para realizar una laminación en caliente con respecto a un acero, para establecer un tamaño de grano promedio de austenita del acero a 200 pm o menos, el primer proceso de laminación en caliente incluye, en donde se realiza una pasada, por lo menos una o más veces, con una relación de reducción por laminación de 40% o más, en un margen de temperatura de 1,000°C a 1,200°C, el acero comprende una composición química que incluye, en % en masa, C: 0.02% a 0.5%, Si : 0.001% a 4.0%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 4.0 %, P: 0.15% o menos , S: 0.03% o menos, N: 0.01% o menos, O: 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe e impurezas inevitables, y en donde una suma de un contenido de Si y un contenido de Al es de 1.0% a 4.0%; un segundo proceso de laminación en caliente para realizar la laminación en caliente con respecto al acero, el segundo proceso de laminación en caliente incluye, en donde las pasadas de reducción por laminación grande con una relación de reducción por laminación de 30% o más en un margen de temperatura de TI + 30°C a Ti + 200 °C cuando una temperatura calculada por una Expresión 1 siguiente se establece a T1°C, una relación de reducción por laminación acumulativa en el margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es de 50% o más, una relación de reducción por laminación acumulativa en un margen de temperatura, que es mayor que o igual a Ar3°C y menor que TI + 30°C se limita a 30% o menos, y una temperatura de terminación de laminación es Ar3°C o mayor; un primer proceso de enfriamiento primario para realizar un enfriamiento con respecto al acero, en donde un tiempo en espera t (segundo) , el cual se establece como un tiempo desde una finalización' de una pasada final entre las pasadas de reducción por laminación grande a un inicio del enfriamiento, satisface la Expresión 2; un proceso de enfriamiento para realizar un enfriamiento con respecto al acero, en donde el acero se enfría a una temperatura T3 dentro de un margen de 630°C a 800°C en un índice de enfriamiento promedio de 10°C/s a 100°C/s; un proceso de retención para realizar una retención, en donde el acero se retiene dentro del margen de temperatura de 630°C a 800°C durante 1 segundo a 20 segundos ; o un proceso de enfriamiento lento de un enfriamiento lento con respecto al acero, en donde el acero se enfría lentamente desde la temperatura T3 hasta un margen de temperatura dentro de menos de T3 y más de o igual a 550 °C en un índice de enfriamiento promedio de 20°C/s o menos; un proceso de devanado para realizar un devanado del acero en un margen de temperatura de 350°C a 500°C; y un proceso de enfriamiento con aire para realizar un enfriamiento del acero con aire, en donde el acero, el cual se retiene en un margen de temperatura de 350°C a 500°C durante 30 minutos a 300 minutos, se enfría entonces por aire, en la presente, TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] ) (Expresión 1) aquí, [C] , [N] , y [Mn] representan porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, y el contenido de Mn en el acero, respectivamente, t < 2.5 x ti (Expresión 2) aquí, ti se expresa por la siguiente Expresión 3, ti = 0.001 x ( (Tf - TI) x Pl/100)2 - 0.109 x ( (Tf -TI) x Pl/100) + 3.1 (Expresión 3) aquí, Tf representa una temperatura en grados centígrados del acero al momento de finalizar la pasada final, y Pl representa un porcentaje de la relación de reducción por laminación durante la pasada final.
8. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7, el método de producción caracterizado porque comprende en donde el acero comprende la composición química que además incluye, en % en masa, uno o más seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, V: 0.001% a 1.0%, W: 0.001% a 1.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, B: 0.0001% a 0.005%, AS : O .0001% a O .50%, Mg: 0.0001% a 0.010%, REM: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.010%, Ni : O .001% a 2.0%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Zr: 0.0001% a 0.2% de Zr, y en donde una temperatura calculada por la siguiente Expresión 4 en lugar de la temperatura calculada por la Expresión 1 se establece como TI. TI = 850 + 10 x ( [C] + [N] ) x [Mn] + 350 x [Nb] + 250 x [Ti] + 40 x [B] + 10 x [Cr] + 100 x [Mo] + 100 x [V] (Expresión 4) aquí, [C] , [N] , [Mn] , [Nb] , [Ti], [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan porcentajes en masa del contenido de C, el contenido de N, el contenido de Mn, el contenido de Nb, el contenido de Ti, el contenido de B, el contenido de Cr, el contenido de Mo, y el contenido de V en el acero, respectivamente.
9. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, caracterizado porque el tiempo en espera t (segundo) además satisface la siguiente Expresión 5 utilizando ti. t < ti (Expresión 5)
10. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, caracterizado porque el tiempo en espera t (segundo) además satisface la siguiente Expresión 6 utilizando ti. ti < t < ti x 2.5 (Expresión 6)
11. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, caracterizado porque en el proceso de enfriamiento primario, el índice de enfriamiento promedio es de 50°C/s o más, una variación de temperatura de enfriamiento que es una diferencia entre una temperatura del acero al momento del inicio de un enfriamiento y una temperatura del acero al momento del término del enfriamiento es de 40°C a 140°C, y la temperatura del acero al momento del término del enfriamiento es de TI + 100°C o menor.
12. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, caracterizado porque una pasada final de laminación dentro del margen de temperatura de TI + 30°C a TI + 200°C es la pasada de reducción de laminación grande.
13. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, caracterizado porque en el control de margen de temperatura, un índice de variación de temperatura es -40°C/h a 40°C/h.
14. El método de producción de la placa de acero laminada en caliente de conformidad con la reivindicación 7 u 8, caracterizado porque el proceso de enfriamiento primario se realiza entre trenes de laminación RESUMEN DE LA INVENCIÓN Esta placa de acero laminada en caliente contiene 0.02%- 0.5% en masa de C y tiene un contenido de Si y Al total de 1.0%-4.0% en masa. La densidad polar promedio para un grupo de orientaciones { 100 } <011>- { 223 } <110> es de 1.0-6.5 y la densidad polar para la orientación de cristal {332}<113> es de 1.0-5.0. La microestructura, por relación de área, contiene 2%-30% de austenita residual, 20%-50% de ferrita y 10%-60% de bainita. El valor Lankford (rC) en la dirección perpendicular a la dirección de laminación es de 0.70-1.10 y el valor de Lankford (r30) en una dirección a 30° en la dirección de laminación es de 0.70-1.10.
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