MX2013011812A - Acero laminado en caliente para nitrocarburacion gaseosa y metodo de fabricacion del mismo. - Google Patents

Acero laminado en caliente para nitrocarburacion gaseosa y metodo de fabricacion del mismo.

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Hiroshi Shuto
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Nobuhiro Fujita
Kazuaki Nakano
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Abstract

Esta invención proporciona un acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa con excelente capacidad de ser trabajado isotrópica, y un método de fabricación del mismo. Además de tener una composición química apropiada, este acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa tiene, en el centro 5/8 a 3/8 de espesor de placa del espesor de placa desde la superficie de la placa de acero, una densidad de polo promedio de 1.0-4.0 del grupo {100}<011>-{223}<110> de orientación, expresada por el promedio aritmético de las densidades de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110 >, {l14)<110>, {112}<011> y {223}<011>, y tiene una densidad de polo de 1.0-4.8 de la orientación {332}<113> de cristal. Esta lámina de acero laminada en caliente adicionalmente tiene un diámetro de partícula de cristal promedio de 10 µm o menos en el centro del espesor de la placa, y la microestructura comprende perlita (más del 6% en porcentaje de componentes) y ferrita (la porción restante).

Description

ACERO LAMINADO EN CALIENTE PARA NITROCARBURACIÓN GASEOSA Y MÉTODO DE FABRICACIÓN DEL MISMO CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa que tiene capacidad de ser trabajado isotropica mejorada y un método de fabricación de la misma. Se reclama la prioridad sobre la Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-089491, presentada el 13 de Abril de 2011, y el contenido de la cual se incorpora aquí por referencia.
ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA Recientemente, a fin de lograr un ahorro de peso de diversos miembros para mejorar el consumo de combustible de un automóvil, se ha desarrollado el adelgazamiento mediante el alto fortalecimiento de una lámina de acero tal como una aleación de hierro o una aplicación de un metal ligero tal como la aleación de Al. En comparación a un metal pesado tal como el acero, el metal ligero tal como la aleación de Al tiene una ventaja tal como tener alta resistencia especifica, pero existe una desventaja tal como tener costos significativamente altos. Por consiguiente, la aplicación del metal ligero se limita a un uso especifico. Consecuentemente, a fin de promover la reducción de peso de diversos miembros en menor costo y en un rango más amplio, se necesita el adelgazamiento mediante el alto fortalecimiento de la lámina de acero.
En general, debido al alto fortalecimiento de la lámina de acero, está acompañado el deterioro de las características del material tales como la capacidad de ser moldeado (capacidad de ser trabajado) . Por consiguiente, la mejora del alto fortalecimiento sin deterioro de las características del material es importante en el desarrollo de una lámina de acero de alta resistencia. Particularmente, una lámina de acero, que se utiliza como un miembro de vehículo tal como un miembro de lámina interior, un miembro estructural, un miembro de suspensión, o una transmisión, requiere capacidad de flexión, capacidad de ser trabajado del reborde de estiramiento, capacidad de ser trabajado del rebabado, ductilidad, durabilidad a la fatiga, resistencia a impactos (tenacidad) , resistencia a la corrosión, o similares de acuerdo al uso. Consecuentemente, es importante tener un balance mejorado de las características del material en un alto nivel y alto estándar .
Particularmente, en las partes de automóviles, una parte en que un metal en lámina se procesa como un material y funciona como un cuerpo giratorio, por ejemplo, un tambor, un portador, o similares que configura una transmisión automática, es una parte importante que transmite la potencia del motor a un semi-eje. La parte requiere como forma circularidad o uniformidad de un espesor de la lámina en una dirección circunferencial, para disminuir la fricción o similares. Además, debido a que un tipo de formación tal como el procesamiento de rebabado, el embutido, el prensado en plano, o la conformación por estirado se utiliza cuando se forma la parte, la capacidad de ser moldeado final que se representa por la elongación local es significativamente importante.
Además, es preferible mejorar la resistencia a impactos, es decir, la tenacidad en la lámina de acero utilizada para el miembro, en que la resistencia a impactos es una característica en la cual el miembro no se quiebra fácilmente incluso aunque el miembro reciba el impacto debido a la colisión o similares después de que el miembro formado se monta a un automóvil como una parte del automóvil. Particularmente, cuando se considera el uso del miembro bajo un clima frío, es preferible mejorar la tenacidad en baja temperatura (tenacidad a baja temperatura) a fin de asegurar la resistencia a impactos en baja temperatura. Por consiguiente, es importante incrementar la resistencia a impactos del acero. Además, la resistencia a impactos (tenacidad) está definida por vTrs (temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy) o similares.
Es decir, en una lámina de acero para una parte que incluye la parte anteriormente descrita que requiere uniformidad de un espesor de la lámina, se requiere satisfacer ambos de la isotropia plástica y la resistencia a impactos (tenacidad) además de la capacidad de ser trabajado mejorada.
Por ejemplo, en el Documento de Patente 1, a fin de satisfacer ambos de la alta resistencia y las diversas características del material que particularmente contribuyen a la capacidad de ser moldeado, se divulga un método de fabricación de la lámina de acero, que satisface la alta resistencia, la ductilidad, y la capacidad de expansión del agujero mediante la inclusión de una estructura de acero que tiene ferrita de 90% o más y el balance consistiendo de bainita .
Sin embargo, en la lámina de acero que se fabrica aplicando la técnica divulgada en el Documento de Patente 1, no se divulga en absoluto la isotropia plástica. Por consiguiente, por ejemplo, si se asume que la lámina de acero del Documento de Patente 1 se aplica a una parte tal como un engranaje que requiere circularidad o uniformidad del espesor de la lámina en la dirección circunferencial, está concernida la vibración no equitativa debido a la excentricidad de la parte o una disminución en la salida debido a la pérdida de fricción .
Además, por ejemplo, en los Documentos de Patente 2 y 3, se divulga una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia a la tracción, que tiene alta resistencia y mejorada capacidad de conformación en formas complejas mediante la adición de Mo y el refinamiento de los precipitados .
Sin embargo, en la lámina de acero a la cual se aplica la técnica anteriormente descrita divulgada en los Documentos de Patente 2 y 3, debido a que es esencial agregar Mo, el cual es un elemento de aleación costoso, por 0.07% o más, existe un problema de que se incrementan los costos de producción. Además, en la técnica divulgada en los Documentos de Patente 2 y 3, no se divulga en absoluto la isotropia plástica. Por consiguiente, si se asume que la lámina de acero de los Documentos de Patente 2 y 3 se aplica a una parte que requiere circularidad o uniformidad del espesor de la lámina en la dirección circunferencial, está concernida la vibración no equitativa debido a la excentricidad de la parte o una disminución en la salida debido a la pérdida de fricción.
Por otra parte, por ejemplo, en el Documento de Patente 4, con respecto a la mejora en la isotropia plástica de la lámina de acero, es decir, una disminución de la anisotropia plástica, se divulga una técnica que hace que la textura en la austenita de una capa de corte superficial sea adecuada combinando la laminación sin fin y la laminación con lubricante y disminuye la anisotropia en el plano de un valor r (valor de Lankford) .
Sin embargo, la laminación sin fin es necesaria para prevenir la mordedura defectuosa causada por el deslizamiento entre una herramienta del calibre del rodillo y un material laminado durante la laminación a fin de realizar la laminación con lubricante que tiene un pequeño coeficiente de fricción sobre la longitud completa de un arrollamiento. Por consiguiente, debido a que la inversión de equipo tal como un dispositivo de unión de barra en bruto o una tijera para despuntar de alta velocidad está acompañada para aplicar la técnica del Documento de Patente 4, un gravamen es grande.
Además, por ejemplo, en el Documento de Patente 5, se divulga una técnica que satisface ambos de la capacidad de conformación en formas complejas y la capacidad de embutición profunda mediante la disminución de la anisotropía de un valor r en una lámina de acero que tiene un nivel de resistencia de 780 MPa o más que se obtiene agregando de manera compuesta Zr, Ti, y Mo y terminando la laminación de acabado en alta temperatura de 950 °C o más.
Sin embargo, debido a que es esencial la adición de Mo, que es un elemento de aleación costoso, de 0.1% o más, existe un problema de que se incrementan los costos de producción.
La investigación para mejorar la tenacidad de una lámina de acero se ha avanzado en comparación con lo convencional. Sin embargo, en los Documentos de Patente 1 a 5 anteriormente descritos no se divulga una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa que tenga alta resistencia, mejorada isotropia plástica y tenacidad.
Documentos de la Técnica Anterior Documento de Patente Documento de Patente 1. Solicitud de Patente Japonesa no examinada, Primera Publicación No. H6-293910.
Documento de Patente 2. Solicitud de Patente Japonesa no examinada, Primera Publicación No. 2002-322540.
Documento de Patente 3. Solicitud de Patente Japonesa no examinada, Primera Publicación No. 2002-322541.
Documento de Patente 4. Solicitud de Patente Japonesa no examinada, Primera Publicación No. H10-183255.
Documento de Patente 5. Solicitud de Patente Japonesa no examinada, Primera Publicación No. 2006-124789.
DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Problema a ser solucionado por la Invención La presente invención se hace en consideración de los problemas anteriormente descritos. Es decir, un objeto de la presente invención es proporcionar una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa que tiene una alta resistencia de 440 Pa o más en la resistencia a la tracción, se puede aplicar a un miembro que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de lámina, circularidad, y resistencia a impactos después del procesamiento, tiene mejorada capacidad de ser trabajado isotrópica (isotropia) y capacidad de expansión del agujero, y exhibe suficiente resistencia al desbastado y resistencia a la fatiga de laminación después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa, y un método de fabricación que puede fabricar de manera económica y estable la lámina de acero.
Medios para Solucionar los Problemas A fin de solucionar los problemas anteriormente descritos y lograr el objeto relacionado, la presente invención adopta las siguientes medidas. (1) De acuerdo con un aspecto de la presente invención, se proporciona una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa, que contiene en % masa, contenido de C [C] : C de más de 0.07% e igual a o menos de 0.2%, contenido de Si [Si]: Si de 0.001% o más y 2.5% o menos, contenido de Mn [Mn] : Mn de 0.01% o más y 4% o menos, y contenido de Al [Al]: Al de 0.001 % o más y 2% o menos, contenido de P [P] limitado a 0.15% o menos, contenido de S [S] limitado a 0.03% o menos, y contenido de N [N] limitado a 0.01% o menos, contenido de Ti [Ti] que satisface la siguiente Ecuación (a) , el balance consistiendo de Fe e impurezas inevitables, en que una densidad de polo promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>, que se representa por un promedio aritmético de la densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> es 1.0 o más y 4.0 o menos, una densidad de polo de una orientación de cristal de {332}<113> es 1.0 o más y 4.8 o menos, en una porción central de un espesor de la lámina que es un rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde una superficie de la lámina de acero, y en que un tamaño de grano promedio en un centro en el espesor de la lámina es 10 µp\ o menos; y una microestructura incluye, por una fracción estructural, perlita de más de 6% y ferrita en el balance. 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 < Ti = 0.015 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 ... (a) (2) En la lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con (1), la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> puede ser 2.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal de (332}<113> puede ser 3.0 o menos. (3) En la lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con (1), el tamaño de grano promedio puede ser 7 µ?t? o menos. (4) La lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con cualquiera de (1) a (3) , adicionalmente puede incluir cualquiera o dos o más de, en % masa, contenido de Nb [Nb] : Nb de 0.005% o más y 0.06% o menos, contenido de Cu [Cu]: Cu de 0.02% o más y 1.2% o menos, contenido de Ni [Ni]: Ni de 0.01% o más y 0.6% o menos, contenido de o [ o] : o de 0.01% o más y 1% o menos, contenido de V [V]: V de 0.01% o más y 0.2% o menos, contenido de Cr [Cr] : Cr de 0.01% o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg] : Mg de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de Ca [Ca] : Ca de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de REM [REM] : REM de 0.0005% o más y 0.1% o menos, y contenido de B [B] : B de 0.0002% o más y 0.002% o menos. (5) De acuerdo con otro aspecto de la presente invención, se proporciona un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa, que incluye: realizar una primera laminación en caliente, que incluye uno o más de reducción por laminación que tiene una proporción de laminación-reducción de 40% o más en un rango de temperatura de 1000°C o más y 1200°C o menos, con respecto a un lingote de acero o una losa que incluye, en % masa, contenido de C [C] : C de más de 0.07% e igual a o menos de 0.2%, contenido de Si [Si]: Si de 0.001% o más y 2.5% o menos, contenido de Mn [Mn] : Mn de 0.01% o más y 4% o menos, y contenido de Al [Al]: Al de 0.001% o más y 2% o menos, y contenido de P [P] limitado a 0.15% o menos, contenido de S [S] limitado a 0.03% o menos, y contenido de N [N] limitado a 0.01% o menos, el contenido de Ti [Ti] contiene Ti que satisface la siguiente Ecuación (a) , y el balance consiste de Fe e impurezas inevitables; iniciar una segunda laminación en caliente en un rango de temperatura de 1000°C o más dentro de 150 segundos después de una completación de la primera laminación en caliente, realizar la laminación incluye uno o más de reducción por laminación que tiene una proporción de laminación-reducción de 30% o más en un rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos cuando la temperatura determinada por un componente de la lámina de acero en la siguiente Ecuación (B) se define como T1°C en la segunda laminación en caliente y un total de la proporción de laminación-reducción es 50% o más; realizar una tercera laminación en caliente, en la cual un total de la proporción de laminación-reducción es 30% o menos, en un rango de temperatura igual a o mayor que una temperatura del punto de transformación Ar3 y menor que TI + 30 °C; terminar las laminaciones en caliente en la temperatura del punto de transformación Ar3 o más; cuando un paso que tiene una proporción de laminación-reducción de 30% o más en el rango de temperatura de Ti + 30°C o más y TI + 200°C o menos es un paso de reducción por laminación grande, realizar un enfriamiento, en el cual un cambio de la temperatura de enfriamiento es 40°C o más y 140°C o menos y una temperatura de finalización del enfriamiento es TI + 100°C o menos, en una tasa de enfriamiento de 50°C/segundo o más de modo que un tiempo t de espera (segundos) desde una completación de un paso final de los pasos de reducción por laminación grandes hasta un inicio del enfriamiento satisfaga la siguiente Ecuación (c) ; y arrollar la lámina de acero en mayor que 550°C. 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 = Ti = 0.015 + [N] x 48 /14 + [S] x 48 / 32 ... (a) 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] ... (b) t = 2.5 x ti ... (c) Aquí, ti se representa por la siguiente Ecuación (d) . ti = 0.001 x ( (Tf-Tl ) x Pl / 100)2 - 0.109 x ( (Tf-Tl) x Pl/100) + 3.1 ... (d) Aquí, Tf es una temperatura (°C) después de la reducción por laminación de paso final de los pasos de reducción por laminación grandes y Pl es una proporción de laminación-reducción (%) del paso final de los pasos de reducción por laminación grandes. (6) En el método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con (5), el enfriamiento puede realizar el enfriamiento entre las estaciones de laminación. (7) En el método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con (5) o (6), el tiempo t de espera (segundos) adicionalmente puede satisfacer la siguiente Ecuación (e) . ti = t < 2.5 x ti ... (e) (8) En el método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con (5) o (6), el tiempo t de espera (segundos) adicionalmente puede satisfacer la siguiente Ecuación (f ) . t = ti ... (f ) (9) En el método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con cualquiera de (5) a (8), un incremento de temperatura entre los pasos respectivos en la segunda laminación en caliente puede ser 18 °C o menos. (10) En el método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con (9), la losa o el lingote de acero adicionalmente puede incluir cualquiera o dos o más de, en % masa, contenido de Nb [Nb] : Nb de 0.005% o más y 0.06% o menos, contenido de Cu [Cu]: Cu de 0.02% o más y 1.2% o menos, contenido de Ni [Ni]: Ni de 0.01% o más y 0.6% o menos, contenido de Mo [Mo] : Mo de 0.01% o más y 1% o menos, contenido de V [V] : V de 0.01% o más y 0.2% o menos, contenido de Cr [Cr] : Cr de 0.01% o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg] : Mg de 0.0005% o más y 0.01 % o menos, contenido de Ca [Ca] : Ca de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de REM [REM] : REM de 0.0005% o más y 0.1% o menos, y contenido de B [B] : B de 0.0002% o más y 0.002% o menos . (11) En el método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con cualquiera de (5) a (8), la losa o el lingote de acero adicionalmente puede incluir cualquier clase o dos o más clases de, en % masa, contenido de Nb [Nb] : Nb de 0.005% o más y 0.06% o menos, contenido de Cu [Cu]: Cu de 0.02% o más y 1.2% o menos, contenido de Ni [Ni]: Ni de 0.01% o más y 0.6% o menos, contenido de Mo [Mo] : Mo de 0.01% o más y 1% o menos, contenido de V [V]: V de 0.01% o más y 0.2% o menos, contenido de Cr [Cr] : Cr de 0.01% o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg] : Mg de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de Ca [Ca] : Ca de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de REM [REM] : REM de 0.0005% o más y 0.1% o menos, y contenido de B [B] : B de 0.0002% o más y 0.002% o menos.
Ventaja de la Invención De acuerdo con la presente invención, se obtiene una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia para nitrocarburación gaseosa que se puede aplicar a un miembro que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de lámina, circularidad, y resistencia a impactos después del procesamiento y tiene mejorada capacidad de ser trabajado isotrópica, capacidad de expansión del agujero, y tenacidad. Además, la lámina de acero laminada en caliente . para nitrocarburación gaseosa anteriormente descrita se puede fabricar de manera económica y estable. Por consiguiente, la presente invención tiene un alto valor industrial.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La FIGURA 1 es una vista que muestra una relación entre la densidad de polo promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la isotropia.
La FIGURA 2 es una vista que muestra una relación entre una densidad de polo de una orientación de cristal de { 332 } <113> y la isotropia.
La FIGURA 3 es un diagrama de flujo que muestra un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad.
MEJOR MODO PARA LLEVAR A CABO LA INVENCIÓN A partir de ahora, se describirá en detalle una modalidad de la presente invención. Además, a partir de ahora, el % en masa en una composición se describe simplemente como %. Además, en la presente modalidad, una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa que tiene mejorada capacidad de ser trabajado isotrópica se puede referir simplemente como una lámina de acero laminada en caliente.
Los inventores diligentemente han repetido la investigación para satisfacer tanto la isotropia como la resistencia a impactos además de la capacidad de ser trabajado con respecto a una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa que se aplica convenientemente a un miembro que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de lámina, circularidad, y resistencia a impactos después del procesamiento.
Además, en la lámina de acero laminada en caliente para gas nitrocarburación gaseosa, se asume que el tratamiento de nitrocarburación gaseosa se realiza cuando la lámina de acero se utiliza como una parte. Por consiguiente, no sólo se requiere la tenacidad de una lámina original (una lámina de acero laminada en caliente en la cual no se realiza el tratamiento de nitrocarburación gaseosa) sino también una suficiente resistencia a impactos (tenacidad) después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa (puede ser referido simplemente como después del tratamiento de nitruración) . En general, debido a las influencias tales como una fase de compuesto generada en una superficie, en el acero laminado en caliente después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa, en comparación a la lámina de acero laminada en caliente antes del tratamiento de nitrocarburación gaseosa, se deteriora la resistencia a impactos. En la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad, estableciendo la tenacidad de la lámina original para ser mayor gue o igual a un valor objetivo y controlando una capa de nitruro, se investiga que la tenacidad de la lámina de acero laminada en caliente después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa también se establece para ser un valor objetivo o más.
Además, en la presente modalidad, un caso, que se refiere simplemente como resistencia a impactos o tenacidad, indica la resistencia a impactos o la tenacidad tanto de la lámina original como de la lámina después del tratamiento de nitruración .
Como resultado de la investigación, se obtienen los siguientes nuevos descubrimientos.
A fin de mejorar la isotropia (disminuir la anisotropia) , es efectivo evitar la formación de la textura de transformación a partir de la austenita que no es de recristalización, la cual es una causa de la anisotropia. De esta manera, es preferible promover la recristalización de la austenita después de la laminación de acabado. Además, como las medidas para la promoción, es efectivo un esquema del paso de laminación óptimo en la laminación de acabado y un incremento de la temperatura de laminación.
Por otra parte, también antes del tratamiento de nitruración y después del tratamiento de nitruración, a fin de mejorar la resistencia a impactos (tenacidad) , es efectivo el refinamiento de una unidad de fractura de una superficie de fractura por fragilidad, es decir, el refinamiento de grano de una unidad de microestructura . Para el refinamiento de grano, es efectivo incrementar un sitio de nucleación de en el momento de la transformación de ? (austenita) ? a (ferrita) . Consecuentemente, es preferible incrementar los limites de grano o la densidad de dislocación de la austenita que puede ser el sitio de nucleación. A fin de incrementar los limites de grano o la densidad de dislocación, es preferible que la laminación se realice en mayor que o igual a la temperatura del punto de transformación de ??a y en una temperatura tan baja como sea posible. En otras palabras, es preferible realizar la transformación ?? en un estado donde la austenita no está recristalizada y una proporción de no recristalización es alta. Esto es porque el crecimiento de los granos de austenita después de la recristalización es rápido en la temperatura de recristalización, y de esta manera, los granos de austenita se vuelven gruesos durante un tiempo muy corto y el engrosamiento de grano ocurre incluso en una fase a después de la transformación ??a.
Los inventores consideraron que fue difícil satisfacer tanto la isotropia como la tenacidad debido a que las condiciones preferibles son contrarias entre sí en las medidas generales de la laminación en caliente anteriormente descritas. Mientras tanto, los inventores encontraron un nuevo método de laminación en caliente capaz de obtener una lámina de acero que balancea la isotropia y la resistencia a impactos en un alto estándar.
Los inventores obtienen los siguientes resultados con respecto a una relación entre la isotropia y la textura.
Cuando una lámina de acero se procesa a una parte que requiere circularidad o uniformidad de un espesor de la lámina en una dirección circunferencial, a fin de obtener la uniformidad del espesor de la lámina y la circularidad que satisfacen las características de una parte según se procesa omitiendo un proceso de recorte o corte, es preferible que un índice l/|Ar| de isotropia que es un índice de la isotropia sea 3.5 o más. Como se muestra en la FIGURA 1, a fin de hacer que el índice de isotropía sea 3.5 o más, la densidad de polo promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> en una porción central de un espesor de la lámina que es un rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde una superficie de la lámina de acero es 4.0 o menos en la textura de la lámina de acero. Si la densidad de polo promedio es más de 4.0, la anisotropia se vuelve significativamente fuerte. Por otra parte, si la densidad de polo promedio es menos de 1.0, hay una preocupación de que la capacidad de expansión del agujero se deteriore debido al deterioro de la decapacidad de ser moldeado local. A fin de obtener un índice de 6.0 de isotropía adicionalmente mejorado, es más preferible que la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> sea 2.0 o menos. Cuando la isotropía es 6.0 o más, incluso en un caso donde se considera la dispersión en un arrollamiento, se obtienen la uniformidad del espesor de la lámina y la circularidad que satisfacen suficientemente las características de la parte según se procesa. Aquí, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es un grupo de orientación que se representa por un promedio aritmético de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>. Por consiguiente, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> se puede obtener promediando aritméticamente la densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>.
El índice de isotropía se obtiene de acuerdo con un método de prueba descrito en JIS Z 2241 mediante el procesamiento de la probeta No. 5 descrita en JIS Z 2201 y realizando la prueba. En l/|Ar| que es el índice de isotropía, si las proporciones de deformación plástica (valores r) de una dirección de laminación, y la dirección de 45° y la dirección de 90° (dirección de anchura de la lámina) con respecto a la dirección de laminación se definen como rO, r45, y r90 respectivamente, | Ar | se define como Ar = (rO - 2 x r45 + r90) / 2. Además, I Ar | indica un valor absoluto de Ar.
La densidad de polo de cada orientación se mide utilizando un método tal como el Patrón de Difracción de Electrones por Retrodispersión (método EBSP) . Específicamente, la densidad de polo se puede obtener a partir de una textura tridimensional que se calcula por un método vectorial basado en una figura de polo {110} o una textura tridimensional : que se calcula por un método de expansión de series utilizando una pluralidad de figuras de polo (preferiblemente, tres o más figuras de polo) de las figuras de polo {100}, {110}, {211}, y {310} .
De modo semejante, como se muestra en la FIGURA 2, a fin de hacer que el índice l/|Ar| de isotropía sea 3.5 o más, la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> en la porción central del espesor de la lámina que es un rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde una superficie de la lámina de acero se establece a 4.8 o menos en la textura de la lámina de acero. Si la densidad de polo es más de 4.8, la anisotropia se vuelve significativamente fuerte. Por otra parte, si la densidad de polo es menos de 1.0, hay una preocupación de que la capacidad de expansión del agujero se deteriore debido al deterioro de la decapacidad de ser moldeado local. A fin de obtener 6.0 o más que es el índice de isotropía adicionalmente mejorado, es más preferible que la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> sea 3.0 o menos. Cuando el valor del índice de isotropía es 6.0 o más, incluso en un caso donde se considera la dispersión en un arrollamiento, debido a que se obtienen la uniformidad del espesor de la lámina y la circularidad que satisfacen suficientemente las características de la parte según se procesa, es más preferible que el valor del índice de isotropía sea 6.0 o más.
Además, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> se incrementan en un caso de hacer intencionalmente que una proporción de los granos hacia la orientación de cristal sea mayor que otras orientaciones .
Además, si se disminuyen la densidad de polo promedio y la densidad de polo, se mejora la capacidad de ser trabajado tal como la capacidad de expansión del agujero. Además, es preferible que la capacidad de expansión del agujero sea 70% o más .
La densidad de polo anteriormente descrita es sinónima con una proporción de intensidad aleatoria de rayos X. La proporción de intensidad aleatoria de rayos X es un valor que se obtiene midiendo la intensidad de los rayos X de una muestra estándar que no tiene integración en una orientación especifica y un material de muestra en las mismas condiciones mediante el método de difracción de rayos X o similar, y dividiendo la intensidad de los rayos X de la muestra estándar por la intensidad de rayos X obtenida del material de muestra. La densidad de polo se puede medir por cualquier método de una difracción de rayos X, un método EBSP, o un método de Patrón de Canalización de Electrones (ECP) . Por ejemplo, la densidad de polo del grupo de orientación {100}<011> a {223}<110> se obtiene obteniendo la densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> a partir de la textura tridimensional (ODF) que se calcula por un método de expansión de series utilizando una pluralidad de figuras de polo de las figuras de polo {110}, {100}, {211}, y {310} medidas por los métodos anteriormente descritos, y promediando aritméticamente la densidad de polo. Para preparar la muestra que se suministra al EBSP o similar, el espesor de la lámina de acero se disminuye a un espesor de lámina predeterminado desde la superficie mediante pulido mecánico o similares. Subsiguientemente, la tensión se remueve mediante pulido químico, pulido electrolítico, o similares, y la muestra se puede justar y medir de acuerdo con los métodos anteriormente descritos de modo que una superficie apropiada en el rango de 5/8 a 3/8 del espesor de la lámina sea la superficie de medición. En una dirección de anchura de la lámina, es preferible que la muestra se colecte en una posición de 1/4 o 3/4 desde un extremo de la lámina de acero. Además, la densidad de polo no se cambia antes y después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa.
Por supuesto, cuando la limitación anteriormente descrita de la densidad de polo satisface no sólo la porción central del espesor de la lámina sino también el espesor, lo más posible, se mejora adicionalmente la decapacidad de ser moldeado local, sin embargo, debido a que la integración de la orientación en el espesor de la lámina de 3/8 a 5/8 desde la superficie de la lámina de acero influencia más grandemente la anisotropía de un producto, realizar la medición de la porción central del espesor de la lámina que es el rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero puede aproximadamente representar las características del material de la lámina de acero entera. Por consiguiente, se definen la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113>, en la porción central del espesor de la lámina que es el rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero.
Aquí, {hkl}<uvw> indica que una dirección normal de la superficie de la lámina es paralela a {hkl} y la dirección de laminación es paralela a <uvw> cuando la muestra se colecta por el método anteriormente descrito. Además, generalmente, en la orientación del cristal, una orientación perpendicular a la superficie de la lámina se representa por [hkl] o {hkl} y una orientación paralela en la dirección de laminación se representa por (uvw) o <uvw>. {hkl} y <uvw> son términos colectivos de planos equivalentes, y [hkl] y (uvw) indican planos de cristal respectivos. Es decir, por ejemplo, debido a que la presente modalidad tiene una estructura cúbica centrada en el cuerpo como un objetivo, los planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), y (-1-1-1) son equivalentes y no están clasificados. En este caso, la orientación se refiere como {111} como el término colectivo. En el despliegue ODF, debido a que la orientación del cristal se utiliza para los despliegues de orientación de otras estructuras de cristal que tienen baja simetría, generalmente, cada orientación se representa por [hkl] (uvw) . Sin embargo, en la presente modalidad, [hkl] (uvw) y {hkl}<uvw> son sinónimos entre si.
Posteriormente, los inventores examinan la resistencia a impactos (tenacidad) .
La temperatura de vTrs de la lámina original y vTrs después del tratamiento de nitruración se disminuye con las disminuciones en los tamaños de grano promedio. Es decir, se mejora la tenacidad. Además, la vTrs después de la nitruración es afectada por una fracción de perlita o similar además del tamaño de grano promedio. En la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad, cuando la vTrs después de la nitruración es -20°C o menos que es una temperatura capaz de resistir como una parte nitrurada bajo un clima frió, se encuentra que la lámina de acero laminada en caliente preferiblemente incluye un rango de composición descrito en la presente modalidad, en la lámina de acero laminada en caliente en la cual la fracción de perlita es preferiblemente 6% o más, y el tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de la lámina es preferiblemente 10 µp? o menos. Además, cuando se asume que la lámina de acero se utiliza en un ambiente severo y de esta manera, la vTrs después de la nitruración es -40°C o menos, es preferible' que el tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de la lámina sea 7 µp? o menos.
La resistencia a impactos (tenacidad) se evalúa mediante la vTrs (temperatura de transición de aparición de la fractura Charpy) que se obtiene mediante la prueba de impacto de Charpy de muesca en V. Aquí, en la prueba de impacto de Charpy de muesca en V, una probeta se fabrica con base en JIS Z 2202, la prueba de impacto de Charpy se realiza a la probeta de acuerdo con el contenido definido en JIS Z 2242, y de esta manera, se mide la vTrs.
Como se describe anteriormente, el tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de lámina de la estructura influencia mayormente la resistencia a impactos (tenacidad) . La medición del tamaño de grano promedio en la porción central del espesor de la lámina se realiza como sigue. Una micro-muestra se corta desde cerca de la porción central en la dirección de espesor de lámina de la lámina de acero, y los tamaños de grano se miden utilizando una EBSP-OIM (marca registrada) (Microscopía de Imagen Orientacional utilizando Patrones de Difracción de Electrones Retrodispersados ) . La micro-muestra se muele durante 30 a 60 minutos utilizando abrasivos de sílice coloidal, y la medición EBSP se realiza bajo una condición de medición de una magnificación de 400, un área de 160 ym x 256 µ?a, y un paso de medición de 0.5 µp?.
El método EBSP-OIM (marca registrada) mide la orientación de cristal de un punto de irradiación durante un corto tiempo de espera radiando haces electrónicos a una muestra grandemente inclinada en un microscopio electrónico de exploración (SEM) , fotografiando un patrón Kikuchi, que está retrodispersado y formado, por una cámara altamente sensitiva, y realizando un procesamiento de imagen por computadora al patrón .
En el método EBSP, una microestructura de y la orientación de cristal de una superficie de la muestra global se puede analizar cuantitativamente, y un área de análisis se puede analizar por la resolución del SEM o la resolución de mínimo 20 nm en un área que también puede ser observada por el SEM. El análisis se realiza asignando el área a ser analizada de acuerdo con decenas de miles de puntos en una forma de cuadrícula con intervalos iguales durante varias horas. En un material policristalino, se puede observar la distribución de la orientación del cristal o los tamaños de los granos en la muestra.
En la presente modalidad, 15°, que es un umbral de un límite de grano de ángulo alto que es generalmente reconocido como un límite de grano en las diferencias de orientación de los granos, se define como un límite de grano, y el tamaño de grano promedio se obtiene visualizando los granos a partir de la imagen asignada. Es decir, el "tamaño de grano promedio" es un valor que se puede obtener mediante la EBSP-OIM (marca registrada) .
Como se describe anteriormente, los inventores aclararon cada condición para obtener la isotropía y la resistencia a impactos .
Es decir, el tamaño de grano promedio, que está directamente relacionado a la resistencia a impactos, se disminuye con una disminución de la temperatura de finalización de la laminación de acabado. Sin embargo, la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> que se representa por un promedio aritmético de la densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y (223}<110>, y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113>, en una porción central del espesor de la lámina que es un rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero, que son factores controlantes de la isotropia, tienen una correlación inversa con el tamaño de grano promedio con respecto a la temperatura de la laminación de acabado. Por consiguiente, hasta ahora no se ha mostrado en absoluto una técnica que satisfaga tanto la isotropia como la resistencia a impactos.
De esta manera, los inventores buscaron métodos de laminación en caliente y condiciones que simultáneamente mejoran la isotropia y la resistencia a impactos recristalizando suficientemente la austenita después de la laminación de acabado para la isotropia y suprimiendo el crecimiento de los granos recristalizados lo más posible.
A fin de recristalizar los granos de austenita que se vuelven una estructura trabajada mediante la laminación, es preferible que la laminación de acabado se realice en un rango de temperatura óptimo y mediante una proporción de laminación-reducción grande de 50% o más en total. Por otra parte, a fin de realizar el refinamiento de grano a la microestructura de una lámina del producto, es preferible suprimir el crecimiento del grano después de la recristalización de los granos de austenita lo más posible comenzando el enfriamiento de la lámina dentro de un periodo de tiempo fijo después de que termina la laminación de acabado.
De esta manera, la temperatura que se determina por el componente de la lámina de acero representada por la Ecuación (b) anteriormente descrita es TI (°C), la laminación en caliente de la proporción R de laminación-reducción total se realiza en un rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos, y un tiempo t de espera (segundos) hasta el enfriamiento, en que el cambio de la temperatura de enfriamiento es 40°C o más y 140°C o menos mediante una tasa de enfriamiento de 50°C/segundo o más y la temperatura de finalización del enfriamiento se vuelve TI + 100°C o menos, se realiza desde que se obtiene la finalización de la laminación en caliente. Además, se examina una relación entre el tiempo de espera y "la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> en una porción central del espesor de la lámina que es el rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero en la textura de la lámina de acero y el tamaño de grano promedio en el centro del espesor de la lámina", que son requerimientos de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad. Además, toda la R es 50% o más. La proporción de laminación-reducción total (el total de las proporciones de laminación-reducción) es sinónima con una denominada proporción de laminación-reducción acumulada, y es un porcentaje de la proporción de laminación-reducción acumulada (una diferencia entre el espesor de la lámina de entrada antes del paso inicial en la laminación en cada rango de temperatura y un espesor de la lámina de salida después del paso final en la laminación en cada rango de temperatura) con respecto a una referencia con base en un espesor de la lámina de entrada antes de un paso inicial en la laminación en cada rango de temperatura.
Como se representa por la Ecuación (c) anteriormente descrita, cuando el tiempo t de espera hasta la realización del enfriamiento mediante la tasa de enfriamiento de 50°C/segundo o más después de finalizar la laminación en caliente de la proporción R de laminación-reducción total en el rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos está dentro de tl x 2.5 segundos, en un caso donde el cambio de la temperatura de enfriamiento es 40 °C o más y 140 °C o menos y la temperatura de finalización del enfriamiento es TI + 100°C o menos, se satisfacen "la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es 1.0 o más y 4.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> es 1.0 o más y 4.8 o menos, en la textura de la lámina de acero, y en la porción central del espesor de la lámina que es el rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero", y "el tamaño de grano promedio en el centro en el espesor de la lámina es 10 µp? o menos". Es decir, se considera que se satisfacen la isotropia y la resistencia a impactos, que son el objeto de la presente modalidad.
Esto indica que el rango que mejora tanto la isotropia como la resistencia a impactos, es. decir, el rango, que satisface tanto suficiente recristalización como refinamiento de grano de la austenita, se puede lograr mediante un método de laminación en caliente que se especifica por la presente modalidad descrita en detalle debajo.
Además, cuando el tamaño de grano promedio es 7 pm o menos con un objeto de mejorar adicionalmente la tenacidad, se encuentra que el tiempo t de espera (segundos) es preferiblemente menor que ti, y cuando la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es 2.0 o menos con un objeto de mejorar adicionalmente la isotropia, se encuentra que el tiempo t de espera (segundos) es preferiblemente ti o más y 2.5 x ti o menos.
Además, con base en los resultados obtenidos por la investigación básica descrita anteriormente, los inventores diligentemente han investigado con respecto a una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa que se aplica convenientemente al miembro que requiere ductilidad y estricta uniformidad del espesor de la lámina, la circularidad, y la resistencia a impactos después del procesamiento y un método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente. Como consecuencia, se conciben la lámina de acero laminada en caliente que incluye las siguientes condiciones y el método de fabricación de la misma.
Se describirán las razones de la limitación de la composición química en la presente modalidad.
Contenido de C [C] : más de 0.07% e igual a o menos de 0.2% El C es un elemento que influencia grandemente la resistencia y la fracción de perlita de un metal base. Sin embargo, el C es también un elemento que genera carburo con base de hierro tal como la cementita (Fe3C) que se vuelve el origen de las grietas al momento de la expansión del agujero. Cuando el contenido de C [C] es 0.07% o menos, no se pueden obtener los efectos de mejora en la resistencia logrados por el fortalecimiento de la estructura debido a una fase de formación de transformación de baja temperatura. Por otra parte, cuando el contenido de C es más de 0.2%, se genera notablemente segregación central, y de esta manera, se incrementa el carburo con base de hierro tal como la cementita (Fe3C) , que se vuelve el origen de las grietas de una superficie de corte secundaria al momento de la perforación, y se deteriora la calidad de la perforación o la capacidad de expansión del agujero. Por consiguiente, el contenido de C [C] se limita a un rango de más de 0.07% e igual a o menos de 0.2%. Cuando se considera el balance entre la ductilidad y la resistencia además de la mejora en la resistencia, el contenido de C [C] es preferiblemente 0.15% o menos.
Contenido de Si [Si] : 0.001% o más y 2.5% o menos El Si es un elemento que contribuye a un incremento en la resistencia del metal base. Además, el Si tiene un papel como un material desoxidante de acero fundido. Los efectos se ejercen cuando el contenido de Si [Si] es 0.001% o más. Sin embargo, incluso cuando el contenido de Si es más de 2.5%, se satura el efecto que contribuye al incremento en la resistencia. El Si es un elemento que influencia grandemente la temperatura del punto de transformación, cuando el contenido de Si [Si] es menos de 0.001% o es más de 2.5%, existe una preocupación que se pueda suprimir la generación de perlita. Por consiguiente, el contenido de Si [Si] se limita a un rango de 0.001% o más y 2.5% o menos. Además, desde el punto de vista de la mejora en la resistencia y la mejora en la capacidad de expansión del agujero, el Si se agrega para ser más de 0.1%, y de esta manera, de acuerdo con el incremento del contenido de Si, se suprime la precipitación del carburo con base de hierro tal como la cementita en la estructura de la lámina de acero, lo cual contribuye a la mejora en la resistencia y la mejora en la capacidad de expansión del agujero. Por otra parte, si la cantidad agregada es más de 1%, se satura el efecto que suprime la precipitación del carburo con base de hierro. Consecuentemente, un rango preferible del contenido de Si [Si] es más de 0.1% e igual a o menos de 1%.
Contenido de Mn [Mn] : 0.01% o más y 4% o menos El Mn es un elemento que contribuye a la mejora en la resistencia mediante el fortalecimiento del soluto y el fortalecimiento por apagado. Sin embargo, si el contenido de Mn [Mn] es menos de 0.01%, no se puede obtener el efecto. Por otra parte, el efecto se satura si el contenido de Mn es más de 4%. Además, el Mn es un elemento que influencia grandemente la temperatura del punto de transformación, y cuando el contenido de Mn [Mn] es menos de 0.01% o más de 4%, existe una preocupación que se pueda suprimir la generación de perlita. Por consiguiente, el contenido de Mn [Mn] se limita a un rango de 0.01% o más y 4.0% o menos. Cuando los elementos aparte del Mn no se agregan suficientemente para suprimir la ocurrencia de grietas calientes debido al S, es preferible que el contenido de Mn [Mn] y el contenido de S [S] satisfagan, en % masa, [Mn]/[S] = 20. Además, el Mn es un elemento que mejora la endurecibilidad aumentando la temperatura de la región de austenita a un lado de baja temperatura de acuerdo con el incremento del contenido de Mn, y hace que se forme fácilmente una estructura de transformación de enfriamiento continuo que tiene una propiedad de rebabado mejorada. Debido a que este efecto no se ejerce fácilmente cuando el contenido de Mn [Mn] es menos de 1%, es preferible que el contenido de Mn sea agregado 1% o más.
Contenido de P [P] : más de 0% e igual a o menos de 0.15% El P es la impureza contenida en el hierro fundido, y es un elemento que se segrega en los limites de grano y disminuye la tenacidad de acuerdo con un incremento en el contenido. Por consiguiente, es deseable que el contenido de P sea tan bajo como sea posible. Si el contenido de P es más de 0.15%, el P afecta adversamente la capacidad de ser trabajado o la soldabilidad, y de esta manera, el contenido de P se limita a fin de ser 0.15% o menos. Particularmente, considerando la capacidad de expansión del agujero o la soldabilidad, el contenido de P es preferiblemente 0.02% o menos. Debido a que es difícil que el contenido de P se vuelva 0% debido a los problemas operacionales, el contenido de P [P] no incluye 0%.
Contenido de S [S] : más de 0% e igual a o menos de 0.03% El S es la impureza que está contenida en el hierro fundido, y es un elemento que no sólo disminuye la tenacidad o genera grietas al momento de la laminación en caliente sino también genera la inclusión de tipo A que deteriora la capacidad de expansión del agujero si el contenido es muy grande. Por consiguiente, el contenido de S se deberla disminuir lo más posible. Sin embargo, debido a que el contenido de S de 0.03% o menos es un rango permisible, el contenido de S se limita para ser 0.03% o menos. Además, en un caso donde se necesita cierto grado de la capacidad de expansión del agujero, el contenido de S [S] es preferiblemente 0.01% o menos, y más preferiblemente 0.005% o menos. Debido a que es difícil que el contenido de S se vuelva 0% debido a los problemas operacionales, el contenido de S [S] no incluye 0%.
Contenido de Al [Al]: 0.001% o más y 2% o menos Al de 0.001% o más se agrega para la desoxidación del acero fundido en un proceso de refinamiento del acero. Sin embargo, debido a que una cantidad grande de adición incrementa los costos, el límite superior es 2%. Además, si se agrega una cantidad muy grande de Al, se incrementa la inclusión no metálica, y se deterioran la ductilidad y la tenacidad. Por consiguiente, desde el punto de vista de la ductilidad y la tenacidad, el contenido de Al es preferiblemente 0.06% o menos. Más preferiblemente, el contenido de Al es 0.04% o menos. De modo similar al Si, a fin de obtener el efecto que suprime la precipitación de carburo con base de hierro tal como la cementita en la estructura del material, es preferible que el contenido de Al de 0.016% o más esté contenido. Consecuentemente, es más preferible que el contenido de Al [Al] sea 0.016% o más y 0.04% o menos.
Contenido de N [N] : más de 0% e igual a o menos de 0.01% El N genera TiN grueso con Ti al momento de la colada, y disminuye un efecto de mejora de la dureza de la superficie mediante el Ti al momento de la nitrocarburación gaseosa. Por consiguiente, el N se debería disminuir lo más posible. Sin embargo, el contenido de N de 0.01% o menos es un rango permisible. Desde el punto de vista de resistencia al envejecimiento, es más preferible que el contenido de N sea 0.005% o menos. Debido a que hacer que el contenido de N sea 0% es difícil en el aspecto operacional, no se incluye 0%.
Contenido de Ti [Ti]: 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 = [Ti] = 0.015 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32... (a) El Ti se agrega para ser precipitado como Tic después de la transformación de ferrita, y se agrega para suprimir el crecimiento de los granos a mediante un efecto de enchavetamiento durante el enfriamiento o después del arrollamiento. Sin embargo, el Ti se precipita y fija como TiN, TiS, o similares en el rango de alta temperatura de una fase de austenita. Por consiguiente, a fin de asegurar el Ti efectivo en el enchavetamiento en una fase , el contenido de Ti se agrega para ser mayor que o igual a 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32. Por otra parte, incluso cuando el contenido de Ti se agrega para ser más de 0.015 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32, el efecto se satura, y de esta manera, 0.015 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 es el limite superior. Además, debido a que el Ti fija el C con TiC, si el Ti se agrega excesivamente, existe una preocupación que se pueda suprimir la generación de perlita.
Además, el Ti se enlaza a N en el tratamiento de nitrocarburación gaseosa después de la formación y tiene un efecto que incrementa la dureza. Por consiguiente, el Ti se agrega para ser mayor que o igual a 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32. Si el contenido de Ti [Ti] es menos de 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32, debido a que la resistencia al desbastado y la resistencia a la fatiga de laminación se disminuyen después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa, por consiguiente, incluso aunque la lámina de acero tiene suficientes características mecánicas como una lámina original, la lámina de acero es insuficiente como la lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa.
Los elementos químicos anteriormente descritos son componentes básicos (elementos básicos) del acero en la presente modalidad, y una composición química, en que los elementos básicos están controlados (contenidos o limitados) y el balance consiste de Fe e impurezas inevitables, es la composición básica de la presente modalidad. Sin embargo, en la presente modalidad, además de (en lugar de una porción de Fe del balance) los componentes básicos, si es necesario, una clase o dos o más clases de Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr, Ca, Mg, REM, y B pueden estar adicionalmente contenidas. Además, incluso cuando los elementos selectivos están inevitablemente (por ejemplo, la cantidad menor que el limite inferior de la cantidad de cada elemento selectivo) mezclados en el acero, los efectos en la presente modalidad no son dañados. A partir de ahora, se describirán las razones de la limitación del componente de cada elemento.
Nb, Cu, Ni, Mo, V, y Cr son elementos que tienen un efecto que mejora la resistencia de la lámina de acero laminada en caliente mediante fortalecimiento por precipitación o fortalecimiento del soluto. Sin embargo, cuando el contenido de Nb [Nb] es menos de 0.005%, el contenido de Cu [Cu] es menos de 0.02%, el contenido de Ni [Ni] es menos de 0.01%, el contenido de Mo [Mo] es menos de 0.01%, el contenido de V [V] es menos de 0.01%, y el contenido de Cr [Cr] es menos de 0.01%, el efecto no se puede obtener de manera suficiente. Además, incluso cuando el contenido de Nb [Nb] se agrega para ser más de 0.05%, el contenido de Cu [Cu] se agrega para ser más de 1.2%, el contenido de Ni [Ni] se agrega para ser más de 0.6%, el contenido de Mo [Mo] se agrega para ser más de 1%, el contenido de V [V] se agrega para ser más de 0.2%, y el contenido de Cr [Cr] se agrega para ser más de 2%, el efecto se satura, y se disminuye la eficiencia económica. Consecuentemente, cuando Nb, Cu, Ni, Mo, V, y Cr son contenidos si es necesario, es preferible que el contenido de Nb [Nb] sea 0.005% o más y 0.06% o menos, el contenido de Cu [Cu] sea 0.02% o más y 1.2% o menos, el contenido de Ni [Ni] sea 0.01% o más y 0.6% o menos, el contenido de Mo [Mo] sea 0.01% o más y 1% o menos, el contenido de V [V] sea 0.01% o más y 0.2% o menos, y el contenido de Cr [Cr] sea 0.01% o más y 2% o menos.
Mg, Ca, y REM (Elemento de Tierras Raras: Metal de Tierras Raras) son elementos que mejoran la capacidad de ser trabajado mediante el control de la forma de la inclusión no metálica que se vuelve el origen de las roturas y causa el deterioro de la capacidad de ser trabajado. Si Ca, REM, y Mg se agregan menos de 0.0005% respectivamente, no se ejerce el efecto. Además, incluso cuando el contenido de Mg [Mg] se agrega para ser más de 0.01%, el contenido de Ca [Ca] se agrega para ser más de 0.01%, y el contenido de REM [REM] se agrega para ser más de 0.1%, el efecto se satura, y se disminuye la eficiencia económica. Consecuentemente, es preferible que el contenido de Mg [Mg] se agregue 0.0005% o más y 0.01% o menos, el contenido de Ca [Ca] se agregue 0.0005% o más y 0.01% o menos, y el contenido de REM [REM] se agregue 0.0005% o más y 0.1% o menos.
Contenido de B [B] : 0.0002% o más y 0.002% o menos El B se enlaza al N en el tratamiento de nitrocarburación gaseosa después de la formación y tiene un efecto que incrementa la dureza. Sin embargo, si el B se agrega para ser menos de 0.0002%, no se puede obtener el efecto. Por otra parte, si el B se agrega para ser más de 0.002%, el efecto se satura. Además, debido a que el B es un elemento que suprime la recristalización de la austenita en la laminación en caliente, si se agrega una cantidad grande de B, la textura de la transformación ?-*a se fortalece a partir de la austenita que no es de recristalización, y de esta manera, existe una preocupación que se pueda deteriorar la isotropia. Por consiguiente, el contenido de B [B] es 0.0002% o más y 0.002% o menos. Por otra parte, desde el punto de vista de las grietas de la losa en el proceso de enfriamiento después de la colada continua, el [B] es preferiblemente 0.0015% o menos. Es decir, el contenido de B [B] es más preferiblemente 0.001% o más y 0.0015% o menos.
Además, en la lámina de acero laminada en caliente ' que tiene los elementos anteriormente descritos como componentes principales, pueden estar contenidos Zr, Sn, Co, Zn, y W en 1% o menos en total como impurezas inevitables. Sin embargo, debido a que existe una preocupación que puedan ocurrir rayaduras debido al Sn al momento de la laminación en caliente, el Sn es preferiblemente 0.05% o menos.
A continuación, se describirán en detalle los factores metalúrgicos tales como la microestructura en la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad.
La microestructura de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad incluye, por fracción estructural, perlita más de 6% y ferrita en el balance. La limitación de la configuración estructural se relaciona a la tenacidad después del tratamiento de nitruración, es decir, la resistencia a impactos cuando se utiliza como una parte después del tratamiento de nitrocarburación gaseosa.
El tratamiento de nitrocarburación gaseosa se realiza en temperatura relativamente baja de aproximadamente 570°C que es menor que o igual a la temperatura del punto de transformación a??. Es decir, a diferencia del procesamiento de apagado, el tratamiento de nitrocarburación gaseosa no es el procesamiento que fortalece la estructura mediante apagado utilizando transformación de fase, y es el procesamiento que se endurece notablemente formando nitruro que tiene alta dureza.
Cuando una sección transversal de un material que se somete al tratamiento de nitrocarburación gaseosa, se observa mediante un microscopio, se puede confirmar una capa de compuesto (capa blanca: nitruro e Fe2-3N) que tiene un espesor de aproximadamente 10 a 20 µp? y una capa de difusión que tiene un espesor de aproximadamente 100 a 300 pm en la porción profunda. Además, una estructura de metal base, que casi no se cambia en comparación a antes del tratamiento, existe en la porción más profunda. Además, la capa de compuesto es una capa frágil, y debido a que existe una preocupación que se pueda disminuir la tenacidad después del tratamiento de nitruración si la capa de compuesto es muy profunda, la capa de compuesto es preferiblemente 20 µ?t? o menos.
Además, a fin de satisfacer la resistencia al desbastado y la resistencia a la fatiga de laminación en la parte que se somete al tratamiento de nitrocarburación gaseosa, la dureza Vickers promedio Hv (0.005 kgf) en la posición de 0 µ?? a 5 pm desde la superficie en la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa requiere la dureza de 350 Hv o más. Desde el punto de vista de la resistencia abrasiva, la dureza Vickers promedio es más preferiblemente 400 Hv o más.
En el tratamiento de nitrocarburación gaseosa, N que se obtiene a partir de una reacción de 2NH3 « 2N + 3H2 se difunde sobre la superficie de la lámina de acero y forma nitruro. En este momento, en el compuesto de Fe y N, hay dos clases de fase ?' (Fe4N) de una red cúbica centrada en las caras y fase ? (Fe2N) de una red hexagonal empacada cerrada, y la fase ? se genera si la concentración de N es más de 11%. La fase ? deteriora significativamente la tenacidad después del tratamiento de nitruración.
A fin de satisfacer ambos de la resistencia al desgaste, la resistencia al desgaste por corrosión, la resistencia a la fatiga, la resistencia a la corrosión, o similar que se obtiene mediante el tratamiento de nitrocarburación gaseosa y la tenacidad después del tratamiento de nitruración, la generación de la fase ? se deberla evitar mediante el control de la difusión de N.
Los inventores diligentemente han repetido la investigación con respecto a un método, que evita la generación de la fase ? si es posible suprimiendo la difusión de N, desde el punto de vista de la metalografía. Como consecuencia, los inventores recién encontraron que se suprime la difusión de N y se puede evitar la generación de la fase ? si en la microestructura existe perlita de más de 6% por facción estructural.
Aunque este mecanismo no ha quedado claro, se considera que esto es porque el C existe en gran cantidad en las redes de Fe en la ferrita que sale en un estado que se intercala a los lamelares de cementita similares a una banda que forman una estructura de perlita, el C ocupa sitios de invasión de N que se debe difundir en las redes de Fe en el tratamiento de nitrocarburación gaseosa, y de esta manera, se suprime la difusión de N.
El límite superior de la fracción estructural de perlita en la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad no está particularmente limitado. Sin embargo, debido a que el rango de composición de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad es un rango que se vuelve acero hipoeutectoide, 25% se vuelve el limite superior.
El espaciamiento lamelar de la perlita en la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad no está particularmente limitado. Sin embargo, cuando el espaciamiento lamelar es más de 2 ym, se disminuye la concentración de C que existe en la red de Fe de la ferrita que existe en un estado intercalado al lamelar de cementita, y puede ser disminuido el efecto que suprime la difusión de N. Por consiguiente, el espaciamiento lamelar de la perlita es preferiblemente 2 \im o menos, más preferiblemente 1.5 µ?? o menos, y todavía más preferiblemente 1.0 m o menos.
Una medición del espaciamiento lamelar se realiza como sigue. Después de que la lámina de acero se graba al aguafuerte por NITAL, la lámina se observa al menos 5 o más campos en una magnificación de 5,000 veces o más mediante el SEM, y de esta manera, se mide el espaciamiento lamelar de la estructura de la perlita. El espaciamiento lamelar en la presente modalidad indica el valor promedio.
A continuación se explicarán en detalle las razones para la limitación de un método de fabricación de la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad (a partir de ahora, referido como un método de fabricación de acuerdo con la presente modalidad) .
En el método de fabricación de acuerdo con la presente modalidad, una pieza de acero tal como una losa que incluye los componentes anteriormente descritos se fabrica antes del proceso de laminación en caliente. El método de fabricación de la pieza de acero no está particularmente limitado. Es decir, como el método de fabricación de la pieza de acero que incluye los componentes anteriormente descritos, un proceso de fundición se realiza en un alto horno, convertidor, un horno eléctrico, o similares, subsiguientemente, el ajuste de los componentes se realiza por diversos procesos de refinamiento secundario para obtener el contenido del componente pretendido, subsiguientemente, un proceso de colada se puede realizar por un método tal como la colada de losas delgadas además de la colada por la colada continua general o un método de lingote. Cuando la losa se obtiene mediante la colada continua, la losa se puede enviar a un tren de laminación en caliente en un estado de una losa colada de alta temperatura, y la losa se recalienta en el horno de calentamiento después de ser enfriada a temperatura ambiente y posteriormente, la laminación en caliente se puede realizar a la losa. La chatarra se puede utilizar para una materia prima.
La losa que se obtiene mediante el método de fabricación anteriormente descrito se calienta en un proceso de calentamiento de la losa antes del proceso de laminación en caliente. En el método de fabricación de acuerdo con la presente modalidad, la temperatura de calentamiento no está particularmente limitada. Sin embargo, si la temperatura de calentamiento es más de 1260°C, debido a que el rendimiento se disminuye debido a las incrustaciones, la temperatura de calentamiento es preferiblemente 1260°C o menos. Además, en la temperatura de calentamiento que es menor que 1150 °C, debido a que la eficiencia de operación en un esquema es significativamente dañada, la temperatura de calentamiento es preferiblemente 1150°C o más.
El tiempo de calentamiento en el proceso de calentamiento de la losa no está particularmente limitado. Sin embargo, desde el punto de vista de evitar la segregación central o similar, es preferible que el calentamiento de la losa se mantenga por 30 minutos o más después de alcanzar la temperatura de calentamiento anteriormente descrita. Sin embargo, el tiempo de calentamiento no se aplica a un caso donde la losa colada después de la colada se envía directamente en un estado de alta temperatura y se lamina.
Sin esperar en particular después del proceso de calentamiento de la losa, por ejemplo, inicia un proceso de la laminación en bruto, que realiza la laminación en bruto (primera laminación en caliente) a la losa que se extrae del horno de calentamiento dentro de 5 minutos, y de esta manera, se obtiene una barra en bruto.
Debido a las razones descritas debajo, la laminación en bruto (primera laminación en caliente) incluye una vez o más de reducción con la proporción de reducción de 40% o más en un rango de temperatura de 1000°C o más y 1200°C o menos. Cuando la temperatura de la laminación en bruto es menos de 1000°C, la resistencia a la deformación en caliente se incrementa en la laminación en bruto, y existe una preocupación que se pueda dañar la operación de la laminación en bruto.
Por otra parte, cuando la temperatura de la laminación en bruto es más de 1200 °C, el tamaño de grano promedio se incrementa, y la tenacidad se disminuye. Además, una incrustación secundaria que se genera en la laminación en bruto está muy crecida, y de esta manera, existe una preocupación que la incrustación no pueda ser fácilmente removida mediante descascarillado o la laminación de acabado que se realiza más adelante. Cuando la temperatura de finalización de la laminación en bruto es más de 1150°C, la inclusión se extiende, y de esta manera, la capacidad de expansión del agujero puede ser deteriorada. Por consiguiente, la temperatura de finalización de la laminación en bruto es preferiblemente 1150°C o menos.
Además, si la proporción de laminación-reducción es pequeña en la laminación en bruto, se incrementa el tamaño de grano promedio, y de esta manera, se disminuye la tenacidad. Preferiblemente, si la proporción de laminación-reducción es 40% o más, el tamaño de grano es más uniforme y fino. Por otra parte, cuando la proporción de laminación-reducción es más de 65%, la inclusión se extiende, y de esta manera, se puede deteriorar la capacidad de expansión del agujero. Por consiguiente, el limite superior es preferiblemente 65%.
A fin de refinar el tamaño de grano promedio de la lámina de acero laminada en caliente, es importante el tamaño de grano de la austenita después de la laminación en bruto, es decir, antes de la laminación de acabado (segunda laminación en caliente) . Por consiguiente, el tamaño de grano de la austenita es preferiblemente 200 ym o menos. El refinamiento y la homogeneización de los granos de la lámina de acero laminada en caliente son grandemente promovidos mediante la disminución de los tamaños de los granos de austenita antes de la laminación de acabado. A fin de hacer que el tamaño de grano de la austenita sea 200 pm o menos, la reducción por laminación de 40% o más se realiza una vez o más.
A fin de obtener más eficientemente los efectos del refinamiento de grano y la homogeneización, el tamaño de grano de la austenita es preferiblemente 100 ym o menos. Por consiguiente, es preferible que la reducción por laminación de 40% o más se realice dos veces o más en la laminación en bruto (primera laminación en caliente) . Sin embargo, si un número de la reducción por laminación es más de diez veces, existe una preocupación que pueda ocurrir una disminución en la temperatura o la generación excesiva de las incrustaciones.
De este modo, disminuir el tamaño de grano de la austenita antes de la laminación de acabado es efectivo para la promoción de la recristalización de la austenita en la laminación de acabado más adelante. Se asume que esto es porque los limites de grano de la austenita después de la laminación en bruto (es decir, antes de la laminación de acabado) funcionan como uno de los núcleos recristálizados durante la laminación de acabado. De este modo, controlar apropiadamente el tiempo hasta el inicio del enfriamiento y la laminación de acabado después de disminuir el tamaño de grano de la austenita según se describe debajo es efectivo para el refinamiento del tamaño de grano promedio en la lámina de acero .
A fin de confirmar el tamaño de grano de la austenita después de la laminación en bruto, es preferible enfriar la lámina de acero tan rápidamente como sea posible antes de que la lámina entre a la laminación de acabado. Es decir, la lámina de acero se enfria en una tasa de enfriamiento de 10°C/s o más, los limites de grano de la austenita resaltan grabando al agua fuerte la estructura de la sección transversal, y de esta manera, la lámina de acero se mide mediante un microscopio óptico. En este momento, 20 o más campos se miden en magnificación de 50 veces o más mediante análisis de imagen o un método de intercepción.
En la laminación (una segunda laminación en caliente y una tercera laminación en caliente) que se realiza después de la completación de la laminación en bruto, se puede realizar la laminación sin fin en que la laminación se realiza continuamente uniendo las barras en bruto, que se obtienen después de que termina el proceso de laminación en bruto, entre el proceso de laminación en bruto y el proceso de laminación de acabado. En este momento, las barras en bruto están temporalmente arrolladas en una forma de arrollamiento, la barra en bruto arrollada se almacena en una cubierta que tiene una función de aislamiento térmico si es necesario, y la unión se puede realizar desarrollando la barra en bruto.
Además, cuando se realiza la laminación de acabado (una segunda laminación en caliente) , puede ser preferible que la dispersión de la temperatura en una dirección de laminación, una dirección de anchura de lámina, y una dirección de espesor de lámina de la barra en bruto se controle para ser disminuida. En este caso, si es necesario, la barra en bruto se puede calentar mediante un dispositivo de calentamiento que puede controlar la dispersión de la temperatura en la dirección de laminación, la dirección de anchura de lámina, y la dirección de espesor de lámina de la barra en bruto entre un tren de laminación en bruto del proceso de laminación en bruto y un tren de laminación de acabado del proceso de laminación de acabado, o entre estaciones respectivas en el proceso de laminación de acabado.
Como las medidas de calentamiento, se consideran diversas medidas de calentamiento tales como calentamiento por gas, calentamiento eléctrico, o calentamiento por inducción. Sin embargo, si la dispersión de la temperatura en la dirección de laminación, la dirección de anchura de lámina, y la dirección de espesor de lámina de la barra en bruto se puede controlar para ser disminuida, se pueden utilizar cualesquiera medidas bien conocidas. Como el dispositivo de calentamiento, es preferible un dispositivo de calentamiento por inducción que tiene sensibilidad de control de la temperatura industrialmente mejorada. Particularmente, en el dispositivo de calentamiento por inducción, si se instala una pluralidad de dispositivos de calentamiento por inducción de tipo transversal que se pueden desplazar en la dirección de anchura de la lámina, debido a que la distribución de temperatura en la dirección de anchura de la lámina se puede controlar arbitrariamente de acuerdo con la anchura de la lámina, los dispositivos de calentamiento por inducción transversal son más preferibles. Como el dispositivo de calentamiento, es más preferible un dispositivo que se configura combinando el dispositivo de calentamiento por inducción transversal y un dispositivo de calentamiento por inducción solenoide que calienta de manera excelente la anchura total de la lámina.
Cuando la temperatura se controla utilizando los dispositivos de calentamiento anteriormente descritos, es preferible controlar una cantidad de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento. En este caso, debido a que la temperatura de la porción interior de la barra en bruto no se puede medir realmente, la distribución de temperatura en la dirección de laminación, la dirección de anchura de la lámina, y la dirección de espesor de la lámina cuando la barra en bruto alcanza el dispositivo de calentamiento se asume utilizando los datos de resultados previamente medidos tales como la temperatura de una losa cargada, el tiempo de permanencia en el horno de la losa, la temperatura de la atmósfera del horno de calentamiento, la temperatura de extracción del horno de calentamiento, y el tiempo de transporte de una mesa de rodillos. Además, es preferible controlar la cantidad de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento con base en los valores asumidos respectivos.
Por ejemplo, el control de la cantidad de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento por inducción se realiza como sigue.
Como propiedades del dispositivo de calentamiento por inducción (dispositivo de calentamiento por inducción de ,tipo transversal) , cuando la corriente alterna fluye hacia un arrollamiento, se genera un campo magnético en la porción interior. Además, en un conductor dispuesto en el arrollamiento, una corriente de Foucault en una dirección opuesta a la corriente del arrollamiento se genera en una dirección circunferencial perpendicular a un flujo magnético mediante la acción de inducción electromagnética, y el conductor se calienta por el calor por efecto Joule. La corriente de Foucault se genera más fuertemente sobre la superficie del interior del arrollamiento y se disminuye exponencialmente hacia el interior (este fenómeno se refiere como efecto superficial) .
Por consiguiente, una profundidad de penetración de la corriente se incrementa con una disminución en la frecuencia, y de esta manera, se puede obtener un patrón de calentamiento uniforme en la dirección de espesor. Inversamente, la profundidad de penetración de la corriente se disminuye con un incremento en la frecuencia, y se sabe que se obtiene un patrón de calentamiento pequeño excesivamente calentado que tiene la superficie en la dirección de espesor como el máximo.
Por consiguiente, el calentamiento en la dirección de laminación y la dirección de anchura de lámina de la barra en bruto se puede realizar de modo similar al método convencional mediante el dispositivo de calentamiento por inducción transversal.
En el calentamiento en la dirección de espesor de la lámina, la homogeneización de la distribución de temperatura se puede realizar cambiando una profundidad de penetración por el cambio de frecuencia del dispositivo de calentamiento por inducción transversal y operando el patrón de calentamiento en la dirección de espesor de la lámina.
En este caso, preferiblemente se utiliza un dispositivo de calentamiento por inducción variable en frecuencia. Sin embargo, el cambio de frecuencia se puede realizar ajustando un capacitor. En el control de la cantidad de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento por inducción, se dispone una pluralidad de inductores que tienen diferentes frecuencias, y la asignación de cada cantidad de calentamiento se puede cambiar para obtener el patrón de calentamiento requerido en la dirección de espesor. En el control de la cantidad de calentamiento mediante el dispositivo de calentamiento por inducción, la frecuencia se cambia cuando se cambia un espacio de aire entre un material a ser calentado y el dispositivo de calentamiento. Por consiguiente, la frecuencia deseada y el patrón de calentamiento se pueden obtener cambiando el espacio de aire.
Además, por ejemplo, como se describe en el Manual de Diseño de la Fatiga de los Materiales de Metal (editado por la Sociedad de Ciencia de los Materiales de Japón) , existe una correlación entre la resistencia a la fatiga de la lámina de acero que está laminada en caliente o decapada y una altura Ry máxima de la superficie de la lámina de acero. Por consiguiente, es preferible que la altura Ry máxima (correspondiente a Rz definida en JIS B0601:2001) de la superficie de la lámina de acero después de la laminación de acabado sea 15 µ?a (15 umRy, 12.5 mm, ln 12.5 mm) o menos. A fin de obtener la rugosidad de la superficie, es preferible que una condición de presión P de colisión del agua de alta presión sobre la superficie de la lámina de acero x una tasa de flujo L = 0.003 se satisfaga en el descascarillado. A fin de prevenir que ocurran nuevamente incrustaciones, es preferible que la laminación de acabado subsiguiente se realice dentro de 5 segundos después del descascarillado.
Después de termina el proceso de laminación en bruto (primera laminación en caliente) , inicia el proceso de laminación de acabado (segunda laminación en caliente) . Aquí, el tiempo desde la finalización de la laminación en bruto hasta el inicio de la laminación de acabado se establece a 150 segundos o menos. Si el tiempo desde la finalización de la laminación en bruto hasta el inicio de la laminación de acabado es más de 150 segundos, se incrementa el tamaño de grano promedio en la lámina de acero, y de esta manera, se disminuye la tenacidad. El límite inferior del tiempo no está particularmente limitado. Sin embargo, cuando la recristalización se completa enteramente después de la laminación en bruto, el tiempo es preferiblemente 5 segundos o más. Además, en un caso donde están concernidas una disminución de temperatura de la superficie de la barra en bruto debido al contacto con los rodillos y la influencia al material debido a la no uniformidad de la temperatura en la dirección de espesor de lámina de la barra en bruto mediante la generación de calor al momento del procesamiento, el tiempo es preferiblemente 20 segundos o más.
En la laminación de acabado, una temperatura de inicio de la laminación de acabado se establece a 1000 °C o más. Si la temperatura de inicio de la laminación de acabado es menos de 1000°C, la temperatura de laminación de la barra en bruto a ser laminada se disminuye en cada paso de laminación de acabado, la reducción por laminación se realiza en un rango de temperatura de no recristalización, se desarrolla la textura, y se deteriora la isotropia.
El limite superior de la temperatura de inicio de la laminación de acabado no está particularmente limitado. Sin embargo, si la temperatura de inicio es más de 1150°C o más, existe una preocupación que puedan ocurrir ampollas que se vuelven el origen de los defectos de incrustación en forma de huso escamoso entre la ferrita de la lámina de acero y la incrustación superficial antes de la laminación de acabado y entre pasos. Por consiguiente, es preferible que la temperatura de inicio de la laminación de acabado sea menos de 1150°C.
En la laminación de acabado, cuando la temperatura determinada por los componentes de la lámina de acero se representa por TI (°C), la reducción por laminación de 30% o más por un paso se realiza al menos una vez en un rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos, y el total de la proporción de laminación-reducción en el rango de temperatura se establece a 50% o más, y la laminación en caliente termina en TI + 30°C o más. Aquí, TI es la temperatura que se calcula por la siguiente Ecuación (b) utilizando el contenido de cada elemento.
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]... (b) La temperatura TI misma se obtiene empíricamente. Los inventores empíricamente encontraron que la recristalización se promueve en un rango de austenita de cada acero con base en la temperatura TI en un experimento. Sin embargo, una cantidad de elementos químicos (composición química) que no están incluidos en la Ecuación (b) se considera como 0%, y se realiza el cálculo.
Si la proporción de laminación-reducción total es menos de 50% en el rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200 °C o menos, debido a que la tensión de laminación acumulada en la laminación en caliente no es suficiente y la recristalización de la austenita no procede de manera suficiente, se engruesa el tamaño de grano, se desarrolla la textura, y de esta manera, se deteriora la isotropía. Por consiguiente, la proporción de laminación-reducción total en la laminación de acabado se establece a 50% o más. Si la proporción de laminación-reducción total es preferiblemente 70% o más, se obtiene una suficiente isotropia incluso si se considera la dispersión debido al cambio de temperatura o similar .
Por otra parte, si la proporción de laminación-reducción total es más de 90%, debido a la generación de calor al momento del procesamiento o similar, es difícil mantener el rango de temperatura de TI + 200 °C o menos. Por consiguiente, la proporción de laminación-reducción total de 90% o más no es preferible. Además, si la proporción de laminación-reducción total es más de 90%, incrementa una carga de la laminación, y de esta manera, la laminación no se puede realizar fácilmente.
Además, a fin de promover la recristalización uniforme mediante la apertura de la tensión acumulada, después de que el total de la proporción de laminación-reducción en TI + 30 °C o más y TI + 200°C o menos se establece a 50% o más, la reducción por laminación de 30% o más por un paso se realiza al menos una vez durante la laminación.
Después de que termina la segunda laminación en caliente, a fin de promover la recristalización uniforme, es preferible que una cantidad de procesamiento en un rango de temperatura igual a o mayor que la temperatura del punto de transformación Ar3 y menor que TI + 30°C se suprima para ser disminuida si es posible. Por consiguiente, un total de la proporción de laminación-reducción en la laminación (tercera laminación en caliente) en el rango de temperatura igual a o mayor que la temperatura del punto de transformación Ar3 y menor que TI + 30°C se limita a 30% o menos. Desde el punto de vista de la exactitud del espesor de la lámina o la forma de la lámina, una proporción de laminación-reducción de 10% o menos es preferible. Sin embargo, cuando se requiere adicionalmente la isotropia, la proporción de laminación-reducción de 0% es más preferible .
La primera laminación a la tercera laminación en caliente, necesitan terminarse en la temperatura del punto de transformación Ar3 o más. En la laminación en caliente de menos que la temperatura del punto de transformación Ar3, la laminación en caliente se vuelve una laminación de fase dual, y la isotropia y la ductilidad se disminuyen debido al residuo del procesamiento de la estructura de ferrita. Además, la temperatura de finalización de la laminación es preferiblemente T1°C o más.
Además, a fin de suprimir el crecimiento de los granos recristalizados, cuando un paso que tiene una proporción de laminación-reducción de 30% o más en el rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos se define como un paso de reducción por laminación grande, y un enfriamiento primario, en que el cambio de la temperatura de enfriamiento es 40 °C o más y 140 °C o menos y la temperatura de detención del enfriamiento es TI + 100°C o menos, se realiza en una tasa de enfriamiento de 50°C/segundo o más de modo que un tiempo t de espera (segundos) desde la completación del paso final de los pasos de reducción por laminación grandes hasta el inicio del enfriamiento satisfaga la siguiente Ecuación (c) .
Si el tiempo t de espera hasta el enfriamiento es más de 2.5 x ti segundos, debido a que los granos de austenita recristalizada se mantienen en alta temperatura, los granos se hacen crecer significativamente, y como consecuencia, se deteriora la tenacidad. Además, a fin de enfriar por agua la lámina de acero rápidamente, si es posible, después de la laminación, es preferible que el enfriamiento primario se realice entre las estaciones de laminación. Además, cuando un dispositivo instrumental tal como un termómetro o un medidor del espesor de la lámina se instala sobre una superficie trasera de una estación de laminación final, debido a que la medición es difícil debido al vapor o similar que se genera cuando se aplica el agua de enfriamiento, es difícil instalar un dispositivo de enfriamiento inmediatamente detrás de la estación de laminación final. t = 2.5 x ti... (c) ti = 0.001 x ((Tf-Tl) x Pl / 100)2 - 0.109 x ( (Tf-Tl) x Pl / 100) + 3.1... (d) Aquí, Tf es la temperatura (°C) después de la reducción por laminación de paso final de los pasos de reducción por laminación grandes y Pl es la proporción de laminación- reducción (%) del paso final de los pasos de reducción por laminación grandes.
Además, el tiempo t de espera no es el tiempo desde la finalización de la laminación en caliente, y se encuentra que establecer el tiempo de espera como se describe anteriormente es preferible debido a que se pueden obtener una preferible proporción de recristalización y tamaño de grano recristalizado. Además, si el tiempo de espera hasta el inicio del enfriamiento se establece como se describe anteriormente, se puede realizar por adelantado ya sea el enfriamiento primario o la tercera laminación en caliente.
Limitando el cambio de la temperatura de enfriamiento a 40 °C o más y 140 °C o menos, se puede suprimir adicionalmente el crecimiento de los granos de austenita recristalizada . Además, controlando más eficientemente la selección de variante (evitación de la limitación de variante) , se puede suprimir adicionalmente el desarrollo de la textura. Si el cambio de temperatura del enfriamiento primario es menos de 40°C, se hacen crecer los granos de austenita recristalizada, y se deteriora la tenacidad. Por otra parte, si el cambio de temperatura es más de 140°C, existe una preocupación que la temperatura pueda ser sobrepasada a la temperatura del punto de transformación Ar3 o menos, y en este caso, la selección de variante se realiza rápidamente incluso en la transformación desde la austenita recristalizada, y como consecuencia, se forma la textura y se disminuye la isotropia. Además, cuando la temperatura de detención del enfriamiento es la temperatura del punto de transformación Ar3 o menos, se genera una estructura de bainita, y existe una preocupación que se pueda suprimir la generación de ferrita y perlita.
Si la tasa de enfriamiento durante el enfriamiento es menos de 50°C/segundo, se hacen crecer los granos de austenita recristalizada y se deteriora la tenacidad. El limite superior de la tasa de enfriamiento no está particularmente limitado. Sin embargo, desde el punto de vista de la forma de la lámina, se considera apropiadamente que el limite superior sea 2000C/segundo o menos. Además, si la temperatura de la lámina de acero al final de la terminación del enfriamiento es más de TI + 100°C, los efectos del enfriamiento no se pueden obtener de manera suficiente. Por ejemplo, esto es porque incluso aunque el enfriamiento primario se realiza bajo condiciones apropiadas después del paso final, existe una preocupación que pueda ocurrir el crecimiento del grano y se pueda engrosar significativamente el tamaño de grano de la austenita cuando la temperatura de la lámina de acero después de la finalización del enfriamiento primario es más de TI + 100°C.
Además, cuando el tiempo t de espera hasta el inicio del enfriamiento se limita para ser menor que ti, se suprime adicionalmente el crecimiento del grano, y se puede obtener una tenacidad adicionalmente mejorada.
Por otra parte, el tiempo t de espera hasta el inicio del enfriamiento se limita adicionalmente para satisfacer ti = t = 2.5 x ti, la aleatorización de los granos se promueve de manera suficiente, y se puede obtener una isotropia y densidad de polo estables y adicionalmente mejoradas.
Además, a fin de suprimir el crecimiento de grano y obtener tenacidad mejorada, en la laminación de un rango de temperatura de Ti + 30°C o más y TI + 200°C o menos, es preferible que el incremento de temperatura entre los pasos de laminación de acabado respectivos sea 18 °C o menos. Por ejemplo, a fin de suprimir el incremento de temperatura, se puede utilizar un dispositivo de enfriamiento entre pasos o similares .
Referente a si o no se realiza la laminación especificada como arriba, una proporción de laminación-reducción se puede obtener a partir de resultados reales o del cálculo á partir de mediciones de la carga de laminación y el espesor de la lámina, o similares. Además, la temperatura se puede medir si se proporciona el termómetro entre las estaciones, o debido a que se puede realizar la simulación del cálculo que considera la generación de calor al momento del procesamiento a partir de una velocidad de linea, la proporción de laminación-reducción, o similares, si o no se realiza la laminación definida como arriba se puede obtener a partir de ya sea la proporción de laminación o la temperatura o ambas.
En el método de fabricación de acuerdo con la presente modalidad, la velocidad de laminación no está particularmente limitada. Sin embargo, si la velocidad de laminación en la estación de acabado final es menos de 400 mpm, los granos ? tienden a ser crecidos y engrosados. Consecuentemente, se disminuyen las regiones capaces de realizar la precipitación de ferrita para obtener ductilidad, y de esta manera, existe una preocupación que se pueda deteriorar la ductilidad. Además, los efectos se pueden obtener incluso si el limite superior de la velocidad de laminación no está particularmente limitado. Por limitación de la instalación, 1800 mpm o menos es razonablemente práctico. Consecuentemente, es preferible que la velocidad de laminación en el proceso de laminación de acabado sea 400 mpm o más y 1800 mpm o menos si es necesario.
Además, después del enfriamiento primario, antes del proceso de arrollamiento y después de pasar a través de la estación de laminación, se puede realizar el enfriamiento secundario. El patrón de enfriamiento no está particularmente limitado y se puede establecer apropiadamente de acuerdo con la velocidad de la linea o la temperatura de arrollamiento en un rango que satisface la temperatura de arrollamiento descrita más adelante.
Subsiguientemente, en el proceso de arrollamiento, la temperatura de arrollamiento es más de 550°C. Si la temperatura de arrollamiento es 550 °C o menos, la temperatura de arrollamiento se vuelve el punto Bs o menos, la bainita se mezcla en la microestructura, y existe una preocupación que se pueda deteriorar la resistencia a impactos después del tratamiento de nitruración. Además, después del arrollamiento, la transformación de perlita no procede de manera suficiente. El limite superior de la temperatura de arrollamiento no está particularmente limitado. Sin embargo, el limite superior es no mayor que la temperatura de finalización de la laminación. Además, cuando el limite superior es más de 850°C, debido a que existe una preocupación que se puedan deteriorar las características de la superficie de la lámina de acero debido a la oxidación de la circunferencia más externa del arrollamiento, el límite superior es preferiblemente 850°C o menos. El límite superior es más preferiblemente 800°C o menos .
Sin embargo, cuando el espaciamiento lamelar de la estructura de perlita se establece a 2 µp? o menos, la temperatura de arrollamiento es preferiblemente 800°C o menos. Cuando el espaciamiento lamelar es 1.5 pm o menos, la temperatura de arrollamiento es más preferiblemente 700°C o menos. La estructura de perlita principalmente se genera en el proceso de arrollamiento, y el espaciamiento lamelar de la perlita es grandemente afectado por las distancias de difusión de Fe y C.
Además, con un objeto de mejorar la ductilidad mediante la corrección de la forma de la lámina de acero o la introducción de dislocación móvil, después de que terminan todos los procesos de laminación, se puede realizar laminación de paso superficial que tiene la proporción de laminación-reducción de 0.1% o más y 2% o menos. Además, después de que terminan todos los procesos, con un objeto de remover las incrustaciones unidas a la superficie de la lámina de acero laminada en caliente obtenida, el decapado se puede realizar para la lámina de acero laminada en caliente obtenida si es necesario. Además, después del decapado, una laminación con enfriamiento o de paso superficial que tiene la proporción de laminación-reducción de 10% o menos se puede realizar para la lámina de acero laminada en caliente obtenida en un sistema en línea o un sistema fuera de la línea.
En la lámina de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente modalidad, incluso en todo caso después de la colada, la laminación en caliente, y el enfriamiento, el tratamiento térmico se puede realizar para la lámina de acero en una línea de enchapado por inmersión en caliente, y se puede realizar un procesamiento superficial separado para la lámina de acero laminada en caliente. Realizando el enchapado en la línea de enchapado por inmersión en caliente, se mejora la resistencia a la corrosión de la lámina de acero laminada en caliente. Cuando se realiza la galvanización para la lámina de acero laminada en caliente después del decapado, la lámina de acero obtenida se sumerge en un baño de galvanización, y se puede realizar el tratamiento de aleación si es necesario.
Realizando el tratamiento de aleación, en la lámina de acero laminada en caliente, se mejora la resistencia a la corrosión y se mejora la resistencia de soldadura con respecto a diversas soldaduras tal como la soldadura por puntos.
Para referencia, la FIGURA 3 es un diagrama de flujo que muestra un esquema del método de fabricación de acuerdo con la presente modalidad.
Además, el tratamiento de nitrocarburación gaseosa se realiza a la lámina de acero laminada en caliente obtenida después de que se completan los procesos, y de esta manera, se obtiene una parte nitrurada.
Ejemplo A partir de ahora, la presente invención se describe adicionalmente con base en el Ejemplo.
Las losas coladas de A a AI que tienen las composiciones químicas mostradas en la Tabla 1 se fabricaron por medio de un convertidor, un proceso de refinamiento secundario, y una colada continua. Posteriormente, las losas coladas se recalentaron, se laminaron a un espesor de lámina de 2.0 mm a 3.6 mm en la laminación de acabado continua a la laminación en bruto, se sometieron al enfriamiento primario, y se arrollaron después de ser sometidas al enfriamiento secundario si era necesario, y de esta manera, se fabricaron láminas de acero laminadas en caliente. Más específicamente, de acuerdo con las condiciones de fabricación mostradas en las Tablas 2 a 7, se fabricaron las láminas de acero laminadas en caliente. Además, el tratamiento de nitrocarburación gaseosa, que se calienta y mantiene durante 5 horas en 560°C a 580°C en atmósfera de gas amoniaco + N2 + C02, se realizó a la lámina de acero laminada en caliente. Además, todas las indicaciones de las composiciones químicas en las Tablas son % en masa.
Además, el balance de los componentes en la Tabla 1 indica Fe e impurezas inevitables, y "0%" o "-" indica que no se detectan Fe e impurezas inevitables. Además, los elementos subrayados en las Tablas indican rangos fuera del rango de la presente invención.
Aquí, un "componente" representa los aceros incluyendo el componente correspondiente a cada símbolo mostrado en la Tabla 1, "Temperatura del punto de transformación Ar3" representa la temperatura Ar3 (°C) que se calcula mediante la siguiente Ecuación (g) , y "Ti" representa la temperatura que se calcula mediante la Ecuación (b) , y "ti" representa los tiempos que se calculan mediante la Ecuación (d) .
Ar3 = 910 - 310 x [C] + 25 x [Si] - 80 x [Mneq] ... (g) Aquí, [Mneq] se indica por la siguiente Ecuación (h) cuando no se agrega B, y por la siguiente Ecuación (i) cuando se agrega B.
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni] / 2 + 10 x ( [Nb] - 0.02) ... (h) [Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni] / 2 + 10 x ( [Nb] - 0.02) + 1... (i) Aquí, [elemento componente] es la cantidad de un elemento componente que se representa en % masa.
La "temperatura de calentamiento" representa la temperatura de calentamiento en el proceso de calentamiento de la losa colada, el "tiempo de retención" representa el tiempo de retención en una temperatura de calentamiento predeterminada en el proceso de calentamiento, el "número de veces de la reducción por laminación de 40% o más en 1000°C o más" o una "proporción de laminación-reducción de 40% o más en 1000°C o más" representa la proporción de laminación-reducción o el número de veces de reducción por laminación de un paso de 40% o más en un rango de temperatura de 1000°C o más y 1200°C o menos en la laminación en bruto, el "tiempo hasta el inicio de la laminación de acabado" representa el tiempo desde la finalización del proceso de laminación en bruto hasta el inicio del proceso de laminación de acabado, y la "proporción de laminación-reducción total" representa la proporción de laminación-reducción total en la laminación en caliente de cada rango de temperatura. Además, "Tf" representa la temperatura después de la reducción por laminación de paso final del paso de reducción por laminación grande, "Pl" representa la proporción de laminación-reducción del paso final del paso de reducción por laminación grande", el "incremento de temperatura máxima entre pasos" representa una temperatura máxima que se incrementa mediante la generación de calor al momento del procesamiento o similar entre pasos en el rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos. Además, en el Ejemplo, la laminación de acabado terminó en la reducción por laminación final de 30% o más excepto por un caso donde Pl fue Tf es la temperatura de finalización de la laminación de acabado excepto por el caso donde Pl fue Además, el "tiempo de espera hasta el inicio del enfriamiento primario" representa el tiempo de espera desde la completación del paso final de los pasos de reducción por laminación grandes hasta el inicio del enfriamiento cuando el paso que tiene una proporción de laminación-reducción de 30% o más en el rango de temperatura de TI + 30°C o más y TI + 200°C o menos se establece a un paso de reducción por laminación grande, la "tasa de enfriamiento primario" representa una tasa de enfriamiento promedio desde el inicio de la temperatura de enfriamiento primario hasta la completación del enfriamiento primario, el "cambio de temperatura del enfriamiento primario" representa una diferencia entre la temperatura de inicio del enfriamiento primario y la temperatura final del enfriamiento primario, y la "temperatura de arrollamiento" representa la temperatura cuando la lámina de acero se arrolla mediante un arrollador en el proceso de arrollamiento.
Los resultados de la evaluación de las láminas de acero obtenidas se muestran en las Tablas 8 a 10. Entre las propiedades mecánicas, con respecto a las propiedades de tracción, la isotropia, y la capacidad de expansión del agujero, la evaluación se realizó para una lámina original. Con respecto a la tenacidad, la evaluación se realizó para ambas de la lámina original y la lámina de acero laminada en caliente después del tratamiento de nitruración. Además, como evaluaciones de la resistencia al desbastado y la resistencia a la fatiga de laminación después del tratamiento de nitrocarburacion gaseosa, se examinó la dureza promedio (Hv (0.005 kgf ) ) desde la superficie de la capa de compuesto después de la nitrocarburacion gaseosa hasta 5 µt . Un método de evaluación de la lámina de acero es el mismo que el método anteriormente descrito. Aquí, la "fracción de perlita" indica una fracción de área de la estructura de perlita que se mide mediante un método de contador de puntos a partir de una estructura del microscopio óptico, el "tamaño de grano promedio" indica el tamaño de grano promedio que se mide mediante EBSP-OIMTM, la "densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>" indica la densidad de polo del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> paralelo a la superficie de laminación, "densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113>" indica la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> paralela a la superficie de laminación, la "profundidad de la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa" indica la profundidad (espesor) de una capa de compuesto (capa blanca: nitruro e Fe2-3N) que colecta una micro-muestra de sección transversal a partir de la superficie, observada por un microscopio, y las mediciones después de realizar el tratamiento de nitrocarburación gaseosa que se calentó y mantuvo durante 5 horas en 560 °C a 580°C en atmósfera de gas amoniaco + N2 + C02. Además, la fracción de perlita indica el valor aproximadamente igual incluso cuando la fracción se mide en la porción de la superficie y la porción central del espesor de la lámina.
Los resultados de la "prueba de tracción" indican los resultados de la dirección C utilizando la probeta JIS No.5. En las Tablas, "YP" indica un limite de elasticidad, "TS" indica la resistencia a la tracción, y "El" indica la elongación, respectivamente. La "isotropia" tiene un reciproco de |Ar| como el índice. Los resultados de la "expansión del agujero" indican los resultados que se pueden obtener mediante un método de prueba de expansión del agujero descrito en JFS T 1001: 1996. La "tenacidad" indica una temperatura de transición (vTrs) que se obtiene mediante una prueba de Charpy de muesca en V de subtamaño.
Las láminas de acero laminadas en caliente de acuerdo con la presente invención son los aceros Nos. 8, 13, 15, 16, 24 a 28, 30, 31, 34 a 37, 40 a 42, 56, 61, 63, 64, 72 a 76, 78, 79, 82 a 85, y 88 a 90. Las láminas de acero contienen una cantidad predeterminada de componente de acero y láminas de acero laminadas en caliente para nitrocarburación gaseosa en que la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es 1.0 o más y 4.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> es 1.0 o más y 4.8 o menos, en la textura de la lámina de acero en la porción central del espesor de la lámina que es el rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde la superficie de la lámina de acero, y el tamaño de grano promedio en el centro en el espesor de la lámina es 10 pm o menos, y las láminas de acero laminadas en caliente son microestructuras que incluyen, por fracción estructural, perlita más de 6% y ferrita en el balance, y tienen resistencia a la tracción de 440 MPa o más. Además, las láminas de acero laminadas en caliente tienen mejorada isotropia, tenacidad después del tratamiento de nitruración, tenacidad de la lámina original y la dureza promedio desde la superficie de la capa de compuesto después de la nitrocarburación gaseosa hasta 5 µp?, y capacidad de expansión del agujero.
TABLA 1-1 % masa TABLA 1-2 % masa TABLA 2-1 (1) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DEL PUNTO DE TRANSFORMACI N r3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO (°C) (4) TIEMPO DE RETENCI N (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINACIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C ó MÁS (6) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO ? (µp?) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DE LAMINACIÓN (°C) (9) TIEMPO HASTA EL INICIO DE LA LAMINACIÓN DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIO OE LAMINACIÓN (°C) (11) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN TOTAL (%) (12) NÚMERO DE VECES DEL PASO QUE TIENE 30% O MÁS POR UN PASO (13) INCREMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASOS ("C) TABLA 2-2 (1 ) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DEL PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO (°C) (4) TIEMPO DE RETENCIÓN (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINACIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C O MÁS (6) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C ó MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO ? (µp?) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DE LAMINACIÓN fC) (9) TIEMPO HASTA EL INICIO DE LA LAMINACIÓN DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINACIÓN (°C) (11) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN TOTAL (%) (12) NÚMERO DE VECES DEL PASO QUE TIENE 30% O MÁS POR UN PASO (13) INCREMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASOS fC) TABLA 3-1 (1 ) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DEL PUNTO DE TRANSFORMACI N Ar3 (°C) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO (°C) (4) TIEMPO DE RETENCIÓN (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINACIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C O MÁS (6) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO (µ??) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DE LAMINACIÓN fC) (9) TIEMPO HASTA EL INICIO DE LA LAMINACIÓN DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIÓ DE LAMINACIÓN (°C) (11) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN TOTAL (%) (12) NÚMERO DE VECES DEL PASO QUE TIENE 30% O MÁS POR UN PASO (13) INCREMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASOS fC) TABLA 3-2 (1 ) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DEL PUNTO DE TRANSFOR I N r (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINACIÓN DE 40% O MÁS EN 1000"C O MÁS (6) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN DE 40% O MÁS EN lOOCC O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO ? (µp?) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DE LAMINACIÓN («C) (9) TIEMPO HASTA EL INICIO DE LA LAMINACIÓN DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINACIÓN (X) (11) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN TOTAL (%) (12) NÚMERO DE VECES DEL PASO QUE TIENE 30% O MÁS POR UN PASO (13) INCREMENTO DE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASOS fC) TABLA 4-1 (1) COMPONENTE (2) TEMPERATURA DEL PUNTO DE TRANSFORMACI N Ar3 fC) (3) TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO (°C) (4) TIEMPO DE RETENCION (MINUTOS) (5) NÚMERO DE VECES DE REDUCCIÓN POR LAMINACIÓN DE 40% O MÁS EN 1000'C O MÁS (6) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN DE 40% O MÁS EN 1000°C O MÁS (%) (7) TAMAÑO DE GRANO ? (µp?) (8) TEMPERATURA DE FINALIZACIÓN DE LAMINACION (°C) (9) TIEMPO HASTA EL INICIO DE LA LAMINACIÓN DE ACABADO (SEGUNDOS) (10) TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINACIÓN (°C) (11) PROPORCIÓN DE LAMINACIÓN-REDUCCIÓN TOTAL (%) (12) NÚMERO DE VECES DEL PASO QUE TIENE 30% O MÁS POR UN PASO (13) INCREMENTO OE TEMPERATURA MÁXIMO ENTRE PASOS (°C) TABLA 4-2 TABLA 5 TABLA 6 TABLA 7-1 TABLA 7-2 TABLA 8-1 (1) FRACCION DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µ??) (3) TAMAÑO DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µ?p) (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011> A {223} 110> (5) DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL DE {332}<113> (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 pm DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv (0.005 kgf)) (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (pm) TABLA 8-2 (1) FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (ptn) (3) TAMA O DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (¡ ) (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011> A {223}<110> (5) DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL DE (332}<113> (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 µ?t? DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv (0.005 kgf)) (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µp?) TABLA 9-1 (1 ) FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µ?t?) (3) TAMA O DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µp?) (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011> A {223}<110> (5) DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL DE {332}<113> (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 pm DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv (0.005 kgf)) (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µ??) TABLA 9-2 (1) FRACCIÓN DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (pm) (3) TAMA O DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µp?) (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE (100}<011> A {223}<110> (5) DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL DE {332}<113> (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 m DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv (0.005 kgf)) (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µ??) TABLA 10-1 (1) FRACCI N DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (µ?t?) (3) TAMA O DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (µp?) (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011 > A {223}<110> (5) DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL DE {332}<113> (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 pm DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv (0.005 kgf)) (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (pm) TABLA 10-2 (1) FRACCI N DE PERLITA (%) (2) ESPACIAMIENTO LAMELAR (pm) (3) TAMA O DE GRANO DE CRISTAL PROMEDIO (pm) (4) DENSIDAD DE POLO PROMEDIO DEL GRUPO DE ORIENTACIÓN DE {100}<011> A {223}<110> (5) DENSIDAD DE POLO DE LA ORIENTACIÓN DE CRISTAL DE {332}<113> (6) DUREZA PROMEDIO EN 0 A 5 pm DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (Hv (0.005 kgf)) (7) PROFUNDIDAD DE LA CAPA DE COMPUESTO DESPUÉS DE LA NITROCARBURACIÓN GASEOSA (µ??) Aplicabilidad Industrial De acuerdo con la presente invención, se obtiene una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa, que incluye mejorada capacidad de ser trabajado isotrópica capaz de ser aplicada a un miembro que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de lámina, circularidad, y resistencia a impactos después del procesamiento. La lámina de acero, que se fabrica por la presente invención, se puede utilizar en un miembro de vehículo tal como un miembro de lámina interior, un miembro estructural, un brazo de suspensión, o una transmisión que requiere ductilidad y estricta uniformidad de un espesor de lámina, circularidad, y resistencia a impactos después del procesamiento, y se puede utilizar en cada uso tal como construcción naval, edificios, puentes, estructuras fuera de la costa, recipientes de presión, tubos de conducción, y partes de máquina. Por consiguiente, la presente invención tiene alto valor industrial.

Claims (11)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa caracterizada en que comprende, en % masa, contenido de C [C] : C de más de 0.07% e igual a o menos de 0.2%, contenido de Si [Si]: Si de 0.001% o más y 2.5% o menos, contenido de Mn [Mn] : Mn de 0.01 % o más y 4% o menos, y contenido de Al [Al]: Al de 0.001% o más y 2% o menos, contenido de P [P] limitado a 0.15% o menos, contenido de S [S] limitado a 0.03% o menos, y contenido de N [N] limitado a 0.01% o menos, contenido de Ti [Ti] que satisface la siguiente Ecuación i, y el balance consistiendo de Fe e impurezas inevitables, en donde una densidad de polo promedio de un grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110>, que se representa por un promedio aritmético de una densidad de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> es 1.0 o más y 4.0 o menos, y una densidad de polo de una orientación de cristal de {332}<113> es 1.0 o más y 4.8 o menos, en una porción central de un espesor de la lámina que es un rango del espesor de la lámina de 5/8 a 3/8 desde una superficie de la lámina de acero, en donde un tamaño de grano promedio en un centro en el espesor de la lámina es 10 ]im o menos, y en donde una microestructura incluye, por una fracción estructural, perlita de más de 6% y ferrita en balance. 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 < Ti < 0.015 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 ... (1)
2. La lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que la densidad de polo promedio del grupo de orientación de {100}<011> a {223}<110> es 2.0 o menos y la densidad de polo de la orientación de cristal de {332}<113> es 3.0 o menos.
3. La lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que el tamaño de grano promedio es 7 µ?? o menos.
. La lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada en que adicionalmente comprende cualquiera o dos o más de, en % masa, contenido de Nb [Nb] : Nb de 0.005% o más y 0.06% o menos, contenido de Cu [Cu]: Cu de 0.02% o más y 1.2% o menos, contenido de Ni [Ni]: Ni de 0.01% o más y 0.6% o menos, contenido de Mo [Mo] : Mo de 0.01% o más y 1% o menos, contenido de V [V] : V de 0.01% o más y 0.2% o menos, contenido de Cr [Cr] : Cr de 0.01% o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg] : Mg de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de Ca [Ca] : Ca de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de REM [REM] : REM de 0.0005% o más y 0.1% o menos, y contenido de B [B] : B de 0.0002% o más y 0.002% o menos.
5. Un método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa, el método caracterizado en que comprende: realizar una primera laminación en caliente, que incluye uno o más de reducción por laminación que tiene una proporción de laminación-reducción de 40% o más en un rango de temperatura de 1000°C o más y 1200°C o menos, con respecto a un lingote de acero o una losa que incluye, en % masa, contenido de C [C] : C de más de 0.07% e igual a o menos de 0.2%, contenido de Si [Si]: Si de 0.001% o más y 2.5% o menos, contenido de Mn [Mn] : Mn de 0.01% o más y 4% o menos, y contenido de Al [Al]: Al de 0.001% o más y 2% o menos, y contenido de P [P] limitado a 0.15% o menos, contenido de S [S] limitado a 0.03% o menos, y contenido de N [N] limitado a 0.01% o menos, contenido de Ti [Ti] contiene Ti que satisface la siguiente Ecuación 1, y el balance consiste de Fe e impurezas inevitables; iniciar una segunda laminación en caliente en un rango de temperatura de 1000°C o más dentro de 150 segundos después de una completación de la primera laminación en caliente; en donde la segunda laminación incluye uno o más de reducción por laminación que tiene una proporción de laminación-reducción de 30% o más en un rango de temperatura de TI + 30 °C o más y TI + 200 °C o menos cuando la temperatura determinada por un componente de la lámina de acero en la siguiente Ecuación 2 se define comoTl°C en la segunda laminación en caliente y un total de la proporción de laminación-reducción es 50% o más; realizar una tercera laminación en caliente, en que un total de la proporción de laminación-reducción es 30% o menos, en un rango de temperatura igual a o mayor que una temperatura del punto de transformación Ar3 y menor que TI + 30°C; terminar las laminaciones en caliente en la temperatura del punto de transformación Ar3 o más; cuando un paso que tiene una proporción de laminación-reducción de 30% o más en el rango de temperatura de TI + 30 °C o más y TI + 200°C o menos es un paso de reducción por laminación grande, realizar un enfriamiento, en el cual un cambio de la temperatura de enfriamiento es 40°C o más y 140°C o menos y una temperatura de finalización del enfriamiento es TI + 100 °C o menos, en una tasa de enfriamiento de 50°C/segundo o más de modo que un tiempo t de espera (segundos) desde una completación de un paso final de los pasos de reducción por laminación grandes hasta un inicio del enfriamiento satisfaga la siguiente Ecuación 3; y arrollar la lámina de acero en mayor que 550°C. 0.005 + [N] x 48 / 14 + [S] x 48 / 32 < Ti = 0.015 + [N] x 48 /14 + [S] x 48 / 32 ... (1) 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] ... (2) t < 2.5 x ti ... (3) Aquí, ti se representa por la siguiente Ecuación (4). ti = 0.001 x ( (Tf-Tl) x Pl / 100)2 - 0.109 x ( (Tf-Tl) x Pl/100) + 3.1 ... (4) Aquí, Tf es una temperatura (°C) después de la reducción por laminación de paso final de los pasos de reducción por laminación grandes y Pl es una proporción de laminación-reducción (%) del paso final de los pasos de reducción por laminación grandes.
6. El método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con la reivindicación 5, caracterizado en que el enfriamiento primario realiza el enfriamiento entre las estaciones de laminación.
7. El método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con la reivindicación 5 o 6, caracterizado en que el tiempo t de espera (segundos) adicionalmente satisface la siguiente Ecuación 5. ti < t = 2.5 x ti... (5)
8. El método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con la reivindicación 5 o 6, caracterizado en que el tiempo t de espera (segundos) adicionalmente satisface la siguiente Ecuación 6. t = ti... (6)
9. El método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 5 o 6, caracterizado en que un incremento de temperatura entre los pasos respectivos en la segunda laminación en caliente es 18°C o menos.
10. El método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburación gaseosa de acuerdo con la reivindicación 9, caracterizado en que la losa o el lingote de acero adicionalmente comprende cualquiera o dos o más de, en % masa, contenido de Nb [Nb] : Nb de 0.005% o más y 0.06% o menos, contenido de Cu [Cu]: Cu de 0.02% o más y 1.2% o menos, contenido de Ni [Ni]: Ni de 0.01% o más y 0.6% o menos, contenido de Mo [Mo] : Mo de 0.01% o más y 1% o menos, contenido de V [V] : V de 0.01% o más y 0.2% o menos, contenido de Cr [Cr] : Cr de 0.01 % o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg] : Mg de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de Ca [Ca] : Ca de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de REM [REM] : REM de 0.0005% o más y 0.1% o menos, y contenido de B [B] : B de 0.0002% o más y 0.002% o menos.
11. El método de fabricación de una lámina de acero laminada en caliente para nitrocarburacion gaseosa de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 5 o 6, caracterizado en que la losa o el lingote de acero adicionalmente incluye cualquier clase o dos o más clases de, en % masa, contenido de Nb [Nb] : Nb de 0.005% o más y 0.06% o menos, contenido de Cu [Cu] : Cu de 0.02% o más y 1.2% o menos, contenido de Ni [Ni] : Ni de 0.01% o más y 0.6% o menos, contenido de Mo [Mo] : Mo de 0.01% o más y 1% o menos, contenido de V [V] : V de 0.01% o más y 0.2% o menos, contenido de Cr [Cr] : Cr de 0.01% o más y 2% o menos, contenido de Mg [Mg] : Mg de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de Ca [Ca] : Ca de 0.0005% o más y 0.01% o menos, contenido de RE [REM] : REM de 0.0005% o más y 0.1% s, y contenido de B [B] : B de 0.0002% o más y 0.002% o menos. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Esta invención proporciona un acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa con excelente capacidad de ser trabajado isotrópica, y un método de fabricación del mismo. Además de tener una composición química apropiada, este acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa tiene, en el centro 5/8 a 3/8 de espesor de placa del espesor de placa desde la superficie de la placa de acero, una densidad de polo promedio de 1.0-4.0 del grupo { 100 }<011>- { 223 } <110> de orientación, expresada por el promedio aritmético de las densidades de polo de cada orientación de {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<011> y {223}<011>, y tiene una densidad de polo de 1.0-4.8 de la orientación {332}<113> de cristal. Esta lámina de acero laminada en caliente adicionalmente tiene un diámetro de partícula de cristal promedio de 10 µp? o menos en el centro del espesor de la placa, y la microestructura comprende perlita (más del 6% en porcentaje de componentes) y ferrita (la porción restante) .
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