MX2013013621A - Laminas de acero laminadas en frio y proceso para la produccion de las mismas. - Google Patents

Laminas de acero laminadas en frio y proceso para la produccion de las mismas.

Info

Publication number
MX2013013621A
MX2013013621A MX2013013621A MX2013013621A MX2013013621A MX 2013013621 A MX2013013621 A MX 2013013621A MX 2013013621 A MX2013013621 A MX 2013013621A MX 2013013621 A MX2013013621 A MX 2013013621A MX 2013013621 A MX2013013621 A MX 2013013621A
Authority
MX
Mexico
Prior art keywords
steel
cold
steel sheets
less
temperature
Prior art date
Application number
MX2013013621A
Other languages
English (en)
Other versions
MX361690B (es
Inventor
Riki Okamoto
Nobuhiro Fujita
Kazuaki Nakano
Kunio Hayashi
Hiroshi Yoshida
Kohichi Sano
Yuri Toda
Toshio Ogawa
Original Assignee
Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Publication of MX2013013621A publication Critical patent/MX2013013621A/es
Publication of MX361690B publication Critical patent/MX361690B/es

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

Las láminas de acero, laminadas en frío, satisfacen que la densidad promedio de polos del grupo de orientaciones cristalinas de {100}<011> a {223}<110> es de 1.0 a 5.0, la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es de 1.0 a 4.0, el valor de Lankford, rC, en la dirección perpendicular a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.50, y el valor de Lankford, r30, en la dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección del laminado es de 0.70 a 1.50. Además, las láminas de acero, laminadas en frío, incluyen, como la estructura metalográfica, en % de área, un total de 30% a 995 de ferrita y bainita y 1% a 70% de martensita.

Description

LÁMINAS DE ACERO LAMINADAS EN FRÍO Y PROCESO PARA LA PRODUCCIÓN DE LAS MISMAS CAMPO DE LA INVENCIÓN La presente invención se refiere a láminas de acero laminadas en frió, de alta resistencia, las cuales tienen deformabilidad uniforme excelente que contribuye a la estirabilidad, la embutabilidad o las similares y que tienen deformabilidad local excelente que contribuye a la plegabilidad, la capacidad de rebordeado por estiramiento, la conformabilidad por desbarbado, o los similares, y se refiere a un método para producir las mismas. En particular la presente invención se refiere a láminas de acero que incluyen una estructura de Fase Doble (DP) .
Se reivindica la prioridad para la Solicitud de Patente Japonesa No. 2011-117432, presentada el 25 de Mayo de 2011, y el contenido de la cual se incorpora aqui, como referencia.
ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN Con el fin de suprimir la emisión de gas de bióxido de carbono de los vehículos, se ha intentado de reducción de peso de las carrocerías automotrices mediante el uso de láminas de acero de alta resistencia. Además, desde el punto de vista de garantizar la seguridad de los pasajeros, se ha intentado el uso de láminas de acero de alta resistencia para las carrocerías automotrices, además de láminas de acero dulce.
Sin embargo, con el fin de mejorar adicionalmente la reducción de peso de las carrocerías automotrices en el futuro, el nivel de resistencia utilizable de las láminas de acero de alta resistencia debe ser aumentad en comparación con el de las láminas convencionales. Además, con el fin de utilizar láminas de acero de alta resistencia para los componentes de suspensión o los similares de las carrocerías automotrices, la deformabilidad local que contribuye a la conformabilidad por desbarbado o las similares también debe ser mejorada además de la deformabilidad uniforme.
Sin embargo, en general, cuando se incrementa la resistencia de las láminas de acero, la conformabilidad (deformabilidad) se reduce. Por ejemplo, el alargamiento uniforme el cual es importante para el estirado se reduce. Con respecto a lo anterior, el Documento No Relacionado con Patentes 1, describe un método que asegura el alargamiento uniforme al retener la austenita en la lámina de acero. Además, el Documento No Relacionado con Patente 2 describe un método que asegura el alargamiento uniforme al formar la composición de la estructura metalográfica de la lámina de acero aun cuando la resistencia es la misma.
Además, el Documento No Relacionado con Patentes 3 describe un método de control de la estructura metalográfica el cual mejora la ductilidad, que representa la plegabilidad, la expansibilidad de los orificios, o la conformabilidad por desbarbado a controlar las inclusiones, controlando la raicroestructura a una fase única, y reduciendo la diferencia de durezas entre las microestructuras. En el Documento No Relacionado con Patentes 3, la microestructura de las láminas de acero se controla a la fase única por medio del control de la microestructura, y por lo tanto, se mejora la deformabilidad local que contribuye a la expansibilidad de los orificios o los similares. Sin embargo, con el fin de controlar la microestructura a la fase única, un tratamiento térmico de la fase única de austenita es el método de producción base, como se describe en el Documento No Relacionado con Patentes 4.
Además, el Documento No Relacionado con Patentes 4 describe una técnica, la cual satisface tanto la resistencia y la ductilidad de las láminas de acero al controlar el enfriamiento después del laminado en frió, con el fin de controlar la estructura metalográfica, específicamente con el fin de obtener las morfologías deseada de los precipitados y las estructuras de transformación y obtener la fracción apropiada de ferrita y de bainita. Sin embargo, todas las técnicas descritas anteriormente son los métodos mejorados para la deformabilidad local, los cuales se basan en el control de la microestructura, y son influenciados en gran medida por la formación microestructural de una base.
También, un método, el cual mejora las propiedades materiales de las láminas de acero al aumentar la reducción durante el laminado en frió continuo con el fin de refinar los granos, se conoce como una técnica relacionada. El Documento No Relacionado con Patente 5 describe una técnica la cual mejora la resistencia y la dureza de las láminas de acero al llevar a cabo un laminado de reducción extenso en un rango de temperaturas comparativamente bajo dentro del rango de la austenita, con el fin de refinar los granos de la ferrita, la cual es la fase primario del producto al transformar la austenita no recristalizada en ferrita. Sin embargo, en el Documento No Relacionado con Patentes 5, no se considera en absoluto un método para mejorar la deformabilidad local, a ser resuelto por la presente invención.
DOCUMENTOS DE LA TÉCNICA RELACIONADA DOCUMENTOS NO RELACIONADOS CON PATENTES [Documento No Relacionado con Patentes 1] Takahashi: Nippon Steel Technical Report No. 378 (2003), p. 7.
[Documento No Relacionado con Patentes 2] 0. Matsumura et al: Trans. ISIJ vol. 27 (1987), p. 570.
[Documento No Relacionado con Patentes 3] Katoh et al: Steel-manufacturing studies vol. 312 (1984), p. 41.
[Documento No Relacionado con Patentes 4] K. Sugimoto et al: ISIJ International vol. 40 (2000), p. 920.
[Documento No Relacionado con Patentes 5] NFG product introduction de NAKAYAMA STEEL WORKS, LTD.
BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROBLEMA TÉCNICO Como se describe anteriormente, es un hecho que no existe una técnica, la cual satisfaga simultáneamente la alta resistencia y ambas propiedades de deformabilidad uniforme y deformabilidad local. Por ejemplo, con el fin de mejorar la deformabilidad local de las láminas de acero de alta resistencia, es necesario llevar a cabo el control de la microestructura que incluye las inclusiones. Sin embargó, ya que la mejoría se basa en el control de la microestructura, es necesario controlar las fracciones de la morfología de la microestructura, como por ejemplo, los precipitados, la ferrita, o la bainita, y por lo tanto, la estructura metalográfica de la base se limita. Ya que la estructura metalográfica de la base se restringe, es difícil no solo mejorar la deformabilidad local sino también mejorar simultáneamente la resistencia y la deformabilidad local.
Un objetivo de la presente invención es proporcionar láminas de acero, laminadas en frío, las cuales tienen alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, deformabilidad local excelente, poca dependencia de la orientación (anisotropía) de la conformabilidad, al controlar la textura y al controlar el tamaño o la morfología de los granos, además de la estructura metalográfica de la base, y proporcionar un método para producir las mismas. Aquí, en la presente invención, la resistencia representa principalmente la resistencia a la tracción, y la alta resistencia indica una resistencia de 440 MPa o más en la resistencia a la tracción. Además, en la presente invención, el cumplimiento de la alta resistencia, la deformabilidad uniforme excelente y la deformabilidad local excelente indica el caso en que se satisfacen simultáneamente todas las condiciones de TS = 440 (unidades: MPa), TS x u-EL > 7000 (unidad: MPA.%), te??>30000 (unidades MPa-%) y d/RmC = 1 (sin unidades) al usar los valores característicos de la resistencia a la tracción (TS) , el alargamiento uniforme (u-EL) , porcentaje de expansión de los orificios (?) , y d/RmC, la cual es la relación del espesor d al radio curvatura mínimo RmC en la dirección C.
SOLUCIÓN AL PROBLEMA En las técnicas relacionadas, como se describen anteriormente, la mejoría en la deformabilidad local que contribuye a la expansibilidad de los orificios, la plegabilidad, o los similares ha sido intentada controlando las inclusiones, refinando los precipitados, homogeneizando la microestructura, controlando la microestructura a la fase única, reduciendo la diferencia en la dureza entre las microestructuras, o los similares. Sin embargo, solo mediante las técnicas anteriores, el constituyente principal de la microestructura debe ser restringido. Además, cuando se agrega para alto reforzamiento un elemento que contribuye en gran medida al aumento en la resistencia, como por ejemplo, de manera representativa Nb o Ti, la anisotropía puede ser aumentada significativamente. Por consiguiente, otros factores para la conformabilidad deben ser abandonados o las direcciones para tomar una preforma antes de la conformación deben ser limitadas, y como resultado, la aplicación se restringe. Por otro lado, la deformabilidad uniforme puede ser mejorada al dispersar las fases duras en la estructura metalográfica, tales como la martensita.
Con el fin de obtener la alta resistencia y mejorar tanto la deformabilidad uniforme que contribuye a la estirabilidad o las similares, y la deformabilidad local que contribuye a la expansibilidad de los orificios, la plegabilidad, o las similares, los inventores se han concentrado nuevamente en las influencias de la textura de las láminas de acero, además del control de las fracción o de la morfología de las estructuras metalográficas de las láminas de acero, y han investigado en detalle la operación y el efecto de las mismas. Como resultado, los inventores han descubierto que, al controlar la composición química, la estructura metalográfica, y la textura representada por las densidades de polos de cada orientación de un grupo específico de orientaciones cristalinas de las láminas de acero, se obtiene la alta resistencia, la deformabilidad local se mejora notablemente debido al balance de los valores de Lankford (valores de r) en la dirección de laminado, en una dirección (dirección C) que forma un ángulo de 90° con la dirección del laminado, en una dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección del laminado, o en una dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección del laminado, y la deformabilidad uniforme también se asegura, debido a la dispersión de las fases duras, tales como la martensita .
Un aspecto de la presente invención emplea lo siguiente. (1) Las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con un aspecto de la presente invención . incluyen, como la composición química, en % en masa, C: 0.01% a 0.4%, Si: 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.001% o menos, O: limitado a 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe y las impurezas inevitables, en donde: la densidad de polos promedio del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110>, la cual es una densidad de polos representada por el promedio aritmético de las densidades de polos de cada orientación cristalina {100}<011>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> es de 1.0 a 5.0 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es de 1.0 a 4.0 en la porción central del espesor, el cual es un rango de espesor de 5/8 a 3/8 con base en la superficie de las láminas de acero; un valor rC Lankford en una dirección perpendicular a una dirección de enrollamiento es 0.70 a 1.50 y un valor rC Lankford r30 en una dirección que marca que hace un ángulo de 30° con la dirección de enrollamiento es 0.70 a 1.50; y las láminas de acero incluyen, como la estructura metalográfica, varios granos, e incluye, en % de área, 30% a 99% en total de ferrita y bainita y 1% a 70% de martensita. (2) Las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con el inciso (1) pueden incluir además, como la composición química de las láminas de acero, en % en masa, al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, B: 0.0001% a 0.005%, g: 0.0001% a 0.01%, Metales de Tierras Raras: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Zr: 0.0001% a 0.2%, W: 0.001% a 1.0%, As: 0.0001% a 0.5%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Pb: 0.0001% a 0.2%, Y: 0.001% a 0.2%, y Hf: 0.001% a 0.2%. (3) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con los puntos (1) o (2), el diámetro volumétrico promedio de los granos puede ser de 5 µp? a 30 m. (4) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con los puntos (1) o (2), la densidad promedio de polos del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> puede ser de 1.0 a 4.0, y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> puede ser de 1.0 a 3.0. (5) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (4), el valor de Lankford, rL, en la dirección del laminado, puede ser de 0.70, a 1.50 y el valor de Lankford, rL, en la dirección del laminado, puede ser de 0.70 a 1.50, y el valor de Lankford, r60, en la dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección del laminado, puede ser de 0.70 a 1.50. (6) En las láminas de acero, laminadas en frió de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (5), cuando la fracción de rea de la martensita se define como f , en unidades de % de área, el tamaño promedio de la martensita se define como dia, en unidades de µ??, la distancia promedio entre la martensita se define como dis, en unidades de µp\, y la resistencia a la tracción de las láminas de acero se define como TS, en unidades de MPa, se puede satisfacer la siguiente Expresión 2. dia = 13 µp?... (Expresión 1) TS / fM x dis / dia = 500... (Expresión 2) (7) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (6), cuando la fracción de área de la martensita se define como fM, en unidades de % de área, el eje mayor de la martensita se define como La, y el eje menor de la martensita se define como Lb, la fracción de área de la martensita que define la siguiente Expresión 3 puede ser de 50% a 100% en comparación con la fracción de área fM de la martensita.
La / Lb < 5.0... (Expresión 3) (8) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (7), las láminas de acero pueden incluir, como la estructura metalográfica, en % de área, 5% a 80% de bainita. (9) En las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (8), las láminas de acero pueden incluir martensita revenida en la martensita. (10) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (9), la fracción de área de los granos gruesos que tienen un tamaño de grano mayor a 35 µ?? puede ser de 0% a 10% entre los granos en la estructura metalográfica de las láminas de acero. (11) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (10), cuando la dureza de la ferrita o la bainita, las cuales son las fases primarias, se mide en 100 puntos o más, el valor de dividir la desviación estándar de la dureza entre el promedio de la dureza puede ser de 0.2 o menos. (12) En las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los puntos (1) a (11), se puede disponer una capa galvanizada o galvanizada y reconocida, sobre la superficie de las láminas de acero. (13) Un método para producir láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con un aspecto de la presente invención incluye: aplicar un primer laminado en caliente al acero en un rango de temperatura de 1000°C a 1200°C bajo las condiciones tales que se incluya al menos una pasada cuya reducción sea del 40% o más, para controlar el tamaño promedio de grano de la austenita en el acero a 200 µ?? o menos, en donde el acero incluye, como la composición química, en % en masa, C: 0.01% a 0.4$, Si: 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, O: limitado a 0.01% o menos, y el resto que conste de Fe y las impurezas inevitables; aplicar un segundo laminado en caliente al acero bajo las condiciones tales que, cuando la temperatura calculada por la siguiente Expresión 4 se define como Ti, en unidades de °C, la temperatura de transformación ferritica calculada por la siguiente Expresión 5 se define como Ar3, en unidades de °C, se incluye una pasada de reducción extensa cuya reducción es del 30% o más, en un rango de temperatura de T1+30°C a Tl+200°C, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de T1+30°C a Tl+200°C es del 50% o más, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de Ar3 a menos de T1+30°C se limita a 30% o menos, y la temperatura de terminación del laminado es Ar3 o superior; aplicar un primer enfriamiento al acero bajo las condiciones tales que, cuando el tiempo de espera desde la terminación de la pasada final en la pasada de reducción extensa al inicio del enfriamiento se define como t, en unidades de segundos, el tiempo de espera t satisface la siguiente Expresión 6, la velocidad promedio de enfriamiento es de 50°C/segundo o más rápida, el cambio de la temperatura de enfriamiento, el cual es la diferencia entre la temperatura del acero al inicio del enfriamiento y la temperatura del acero al final del enfriamiento es de 40°C a 140°C, y la temperatura al final del enfriamiento es T1+100°C o menos; aplicar un segundo enfriamiento al acero a un rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600°C después de terminar el segundo laminado en caliente; enrollar el acero en el rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600°C; decapar el acero; laminar en frió el acero bajo una reducción de 30% a 70%; calentar y mantener el acero en un rango de temperatura de 750°C a 900°C durante 1 segundo a 1000 segundos; aplicar un tercer enfriamiento al acero a un rango de temperatura de 580°C a 720°C bajo una velocidad promedio de enfriamiento de 1 °C/segundo a 12 °C/segundo; aplicar un cuarto enfriamiento al acero, a un rango de temperatura de 200°C a 600°C bajo una velocidad promedio de enfriamiento de 4 °C/segundo a 300 °C/segundo; y mantener el acero, como un tratamiento de sobre-envejecimiento, bajo las condiciones tales que, cuando la temperatura de sobre-envejecimiento se define como T2 en unidades de °C y el tiempo de mantenimiento del sobre-envejecimiento dependiente de la temperatura de sobre-enve ecimiento T2 se define como t2, en unidades de segundos, la temperatura de sobre-envejecimiento T2 está dentro de un rango de temperatura de 200 °C a 600 °C y el tiempo de mantenimiento del sobre-envejecimiento t2 satisface la siguiente Expresión 8.
Tl=850+10x ( [C] + [N] ) x [Mn] ... (Expresión 4) aquí, [C] , [N] , y [Mn] representan los porcentajes en masa del C, N, y Mn respectivamente.
Ar3 = 879.4-516.1x[C]-65.7x[Mn]+38.0x[Si]+274.7x[P] ...
(Expresión 5) aquí, en la Expresión 5, [C], [Mn] , [Si] y [P] representan los porcentajes en masa del C, Mn, Si, y P respectivamente . t=2.5xtl ... (Expresión 6) aquí, ti se representa por la siguiente Expresión 7. tl=0. OOlx ( (Tf-Tl)xPl/100)2-0.109 ( (Tf-Tl)xPl/100) +3.1 ... (Expresión 7 ) aquí Tf representa la temperatura del acero, en grados Celsius, después de la pasada final, y Pl representa el porcentaje de reducción en la pasada final.
Log(t2)< 0.0002 x (T2 - 425)2 + 1.18 (Expresión 8) (14) En el método para producir láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con el inciso (13), el acero puede incluir además, como la composición química, en % en masa, al menos un componente seleccionado del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, B: 0.0001% a 0.005%, g: 0.0001% a 0.01%, Metales de Tierras Raras: 0.0001% a 0.1%: Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Zr: 0.0001% a 0.2%, W: 0.001% a 1.0%, As: 0.0001% a 0.5%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Pb: 0.0001% a 0.2%, Y: 0.0001% a 0.2%, y Hf: 0.0001% a 0.2%, en donde, la temperatura calculada por medio de la siguiente Expresión 9 puede ser sustituida por la temperatura calculada por la Expresión 5 como Ti.
Tl=850+10x( [C]+[N] ) x [Mn] +350x [Nb] +250x [Ti] +40x [B] +10x [Cr] + lOO [Mo] +100 [V] ... (Expresión 9) aquí, [C], [N], [Mn], [Nb] , [Ti], [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan los porcentajes en masa del C, N, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V respetivamente. (15) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con el inciso (12) o (13), el tiempo de espera t puede satisfacer además la siguiente Expresión 10. 0<t<tl... (Expresión 10) (16) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con el inciso (13) o (14), el tiempo de espera t puede satisfacer además la siguiente Expresión 11. tl=t=tlx2.5... (Expresión 11) (17) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (16), en el primer laminado en frío, se puede llevar a cabo al menos dos laminados cuya reducción es del 40% o más, y el tamaño de grano promedio de la austenita puede ser controlado a 100 µ?? o menos. (18) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (17), el segundo enfriamiento puede iniciar a los 3 segundos después de la finalización del segundo laminado en frió. (19) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (18), en el segundo laminado en frió, el aumento de la temperatura del acero entre las pasadas, puede ser de 18 °C o inferior . (20) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (19) , el primer enfriamiento se puede conducir a un intervalo entre las estaciones de laminado. (21) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (20), la pasada final de los laminados en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C puede ser la pasada de reducción extensa. (22) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (21), en el segundo enf iamiento, el acero se puede enfriar bajo una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/segundo a 300 °C/segundo . (23) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los incisos (13) a (22) , un galvanizado se puede conducir después del tratamiento de sobre-envejecimiento. (24) En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con cualquiera de los incisos (12) a (23), un galvanizado se puede conducir después del tratamiento de sobre-envejecimiento, y se puede conducir un tratamiento por calor en un rango de temperatura de 450 °C a 600°C después del galvanizado.
EFECTOS VENTAJOSOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con los aspectos anteriores de la presente invención, es posible obtener láminas de acero, laminadas en frío, las cuales tienen alta resistencia, excelente deformabilidad uniforme, deformabilidad local excelente, y poca anisotropía, aun cuando se agreguen los elementos tales como Nb o Ti.
DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LAS MODALIDADES PREFERIDAS A partir de aquí, se describirán en detalle las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con una modalidad de la presente invención. Primero, se describirá la densidad de polos de la orientación cristalina de las láminas de acero, laminadas en frió.
Densidad promedio de polos DI de la Orientación Cristalina: 1.0 a 5.0 Densidad de Polos D2 de la Orientación Cristalina: 1.0 a 4.0 En las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la modalidad, como las densidad de polos de dos tipos de orientaciones cristalinas, la densidad promedio de polos DI del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> (conocida de aquí en adelante como "densidad promedio de polos") y la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor, el cual es un rango de espesor de 5/8 a 3/8 (el rango el cual es 5/8 a 3/8 de la distancia del espesor desde la superficie de las láminas de acero a lo largo de la dirección normal (la dirección de la profundidad) de las láminas de acero) , se controla con referencia a la sección transversal del espesor (un vector normal de la misma corresponde a la dirección normal) la cual es paralela a la dirección del laminado.
En la modalidad, la densidad promedio de polos Di es una característica especialmente importante (la integración de la orientación y el grado de desarrollo de la textura) de la textura (orientación cristalina de los granos en la estructura metalográfica) . Aquí, la densidad promedio de polos DI es la densidad la cual se representa por el promedio aritmético de las densidades de polos de cada orientación cristalina {100}<011>, {116}<110>, {114{<110>, {112}<110>, y {223}<110>.
La relación de intensidades de la intensidad de difracción de electrones o la intensidad de difracción de rayos X de cada orientación a la de una muestra aleatoria se obtiene llevando a cabo un ensayo de Difracción por Retrodispersion de Electrones (EBSD) o un ensayo de difracción de rayos X sobre la sección transversal anterior en la porción central del espesor, la cual es el rango de espesor de 5/8 a 3/8, y la densidad promedio de polos Di del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> se puede obtener a partir de cada relación de intensidades.
Cuando la densidad promedio de polos Di del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> es de 5.0 o menos, se cumple que d/RmC (un parámetro en el cual el espesor d se divide entre el radio de curvatura mínimo RmC (doblado en la dirección C) ) es de 1.0 o más, el cual es el mínimo requerido para trabajar componentes de suspensión o componentes del armazón. En particular, la condición es un para que la resistencia a la tracción TS, el porcentaje de expansión de los orificios ?, y el alargamiento total EL preferiblemente satisfagan la expresión ?3??=30000 y TSxEL=14000 las cuales son las dos condiciones requeridas para los componentes de suspensión de las carrocerías automotrices.
Además, cuando la densidad promedio de polos DI es de 4.0 o menos, la relación (Rm45/RmC) del radio de curvatura mínimo RM45 del doblado a la dirección de 45° al radio de curvatura mínimo RmC de la dirección de doblado C se reduce, en la cual la relación es un parámetro de dependencia de la orientación (isotropía) de la conformabilidad, y la deformabilidad local excelente, la cual depende de la dirección del doblado, puede ser asegurada. Como se describe anteriormente, la densidad promedio de polos DI puede ser de 5.0 o menos, y preferiblemente puede ser de 4.0 o menos. En el caso donde es necesaria una expansibilidad de los orificios excelente o propiedades de doblado criticas pequeñas, la densidad promedio de polos DI puede ser más preferiblemente menor a 3.5, y además puede ser preferiblemente menor a 3.0.
Cuando la densidad promedio de polos DI del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> es mayor a 5.0, la anisotropía de las propiedades mecánicas de las láminas de acero se incrementa significativamente. Como resultado, aunque se mejora la deformabilidad local solo en una dirección específica, la deformabilidad local en una dirección diferente a la dirección específica se reduce significativamente. Por lo tanto, en este caso, las láminas de acero no pueden satisfacer la relación d/RmC=1.0.
Por otro lado, cuando la densidad promedio de polos DI es menor a 1.0, se puede reducir la deformabilidad local. En consecuencia, preferible te la densidad promedio de polos DI puede ser de 1.0 o más.
Además, por razones similares, la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor, la cual está en el rango de 5/8 a 3/8, puede ser de 4.0 o menos. La condición es un requerimiento para que las láminas de acero satisfagan la ecuación d/RmC=1.0, y particularmente, para que la resistencia a la tracción TS, el porcentaje de expansión de los orificios ?, y el alargamiento total EL preferiblemente satisfagan la expresión ?3??=30000 y TSxEL=14000, las cuales son las dos condiciones ' requeridas para los componentes de suspensión.
Además, cuando la densidad de polos D2 es de 3.0 o menos, ?=?? o d/RmC pueden ser mejorados adicionalmente . La densidad de polos D2 puede ser preferiblemente de 2.5 o menos, y más preferiblemente puede ser de 2.0 o menos. Cuando la densidad de polos D2 es más de 4.0, la anisotropia de las propiedades mecánicas de las láminas de acero se incrementa significativamente. Como resultado, aunque se mejora la deformabilidad local solo en una dirección especifica, la deformabilidad local en una dirección diferente a la dirección especifica se reduce significativamente. Por lo tanto en este caso, las láminas de acero no pueden satisfacer suficientemente la relación d/RmC=1.0.
Por otro lado, cuando la densidad promedio de polos D2 sea menor a 1.0, la deformabilidad local puede ser reducida. Por consiguiente, preferiblemente la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}>113> puede ser de 1.0 o más.
La densidad de polos es un sinónimo de relación de intensidad aleatoria de rayos X. la relación de intensidad aleatoria de rayos X puede ser obtenida de la siguiente forma. La intensidad de la difracción (de rayos X o de electrones) de una muestra estándar, la cual no tiene la textura a una orientación especifica y la intensidad de la difracción del material de prueba se miden por medio del método de difracción de rayos X en las mismas condiciones. La relación de intensidad aleatoria de rayos X se obtiene al dividir la intensidad de la difracción del material de prueba entre la intensidad de la difracción de la muestra estándar. La densidad de polos puede ser medida usando la difracción de rayos X, Difracción por Retrodispersión de Electrones (EBSD) , o Patrón de Canalización de electrones (ECP) . Por ejemplo, la densidad promedio de polos del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> puede ser obtenida de la siguiente manera. Las densidades de polos de cada orientación {100}<110>, {116}<110>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110> se obtienen a partir de una textura tridimensional (ODF: Funciones de Distribución de la Orientación) la cual se calcula por medio de un método de expansión en serie, usando figuras polares en las figuras polares de {100}, {100}, {211}, y {310} medidas mediante los métodos anteriores. La densidad promedio de polos Di se obtiene calculando el promedio aritmético de las densidades de polos.
Con respecto a las muestras, las cuales se suministran por difracción de rayos X, EBSD, y ECP, el espesor de las láminas de acero puede ser reducido a un espesor predeterminado por medio de pulido mecánico o los similares, la tensión puede ser eliminada mediante pulido químico, pulido electrolítico, o los similares, las muestras pueden ser ajustadas de modo tal que una superficie apropiada que incluye el rango de espesor de 5/8 a 3/8 sea una superficie de medición, y después se pueden medir las densidades de polos por medio de los métodos anteriores. Con respecto a la dirección transversal, es preferible que las muestras sean recolectadas en la vecindad de la posición de 1/4 a 3/4 del espesor (una posición la cual esté a 1/4 del ancho de las láminas de acero desde el borde lateral de las láminas de acero) .
Cuando las densidades de polos anteriores se satisfacen en muchas otras porciones del espesor de las láminas de acero, además de la porción central del espesor, la deformabilidad local se mejora adicionalmente . Sin embargo, ya que la textura en la porción central del espesor influye significativamente sobre la anisotropia de las láminas de acero, las propiedades materiales de la porción central del espesor representan aproximadamente las propiedades materiales de la , totalidad de las láminas de acero. Por consiguiente, se prescribe la densidad promedio de polos DI del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor de 5/8 a 3/8.
Aquí, {hkl}<uvw> indica que la dirección normal de las láminas de acero es paralela a <hkl> y la dirección del laminado es paralela a <uvw> cuando las muestras se recolectan mediante el método descrito anteriormente. Además, por lo general, en la orientación de los cristales, la orientación perpendicular a la superficie de las láminas se representa por (hkl) o {hkl} y la orientación paralela a la dirección del laminado se representa por [uvw] o <uvw>. {hkl}<uvw> indica colectivamente los planos equivalentes, y (hkl) [uvw] indica cada plano cristalino Específicamente, ya que la modalidad tiene como objetivo una estructura cubica centrada en el cuerpo (bcc) , por ejemplo, los planos (111), (-111), (1-11), (11-1), (-1-11), (-11-1), (1-1-1), y (-1-1-1) son equivalentes y no pueden ser clasificados. En este caso, la orientación se llama colectivamente {111}. Ya que las expresiones ODF también se usan para las expresiones de orientación de otras estructuras cristalinas que tienen poca simetría, por lo general cada orientación se representa por (hkl) [uvw] en la expresión de ODF. Sin embargo, en la modalidad, {hkl}<uvw> y (hkl) [uvw] son sinónimos.
Enseguida, se describirá el valor de r (valor de Lankford) de las láminas de acero.
En la modalidad, con el fin de mejorar adicionalmente la deformabilidad local, el valor de r de cada dirección (como se describe a continuación, rL el cual es el valor r en la dirección del laminado, r30 el cual es el valor de r en la dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección del laminado, r60 el cual es el valor de r en la dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección del laminado, y rC el cual es el valor de r en la dirección perpendicular a la dirección del laminado) puede ser controlado para estar en un rango predeterminado. En la modalidad, los valores de r son importantes. Como resultado de una investigación detallada por los inventores, se descubrió que se obtiene deformabilidad local más excelente, tal como expansibilidad de los orificios, al controlar de forma apropiada los valores de r, además del control apropiado de cada densidad de polos, como se describe anteriormente .
Valor de r en la Dirección Perpendicular a la Dirección del Laminado (rC) : 0.70 a 1.50 Como resultado de la investigación detallada por los inventores, se descubrió que se obtiene una expansibilidad de los orificios más excelente al controlar el valor de rC a 0.70 o más, además del control de cada densidad de polos al rango descrito anteriormente. Por consiguiente, el valor rC puede ser de 0.70 o más. Con el fin de obtener la expansibilidad de los orificios más excelente, el limite superior del rC puede ser de 1.50 o menos. Preferiblemente, el valor de rC puede ser de 1.10 o menos .
Valor de r en la Dirección que Forma un Ángulo de 30° con la Dirección del Laminado (r30): 0.70 a 1.50 Como resultado de la investigación detallada por los inventores, se descubrió que se obtiene una expansibilidad de los orificios más excelente al controlar el valor de r30 a 1.50 o menos, además del control de cada densidad de polos al rango descrito anteriormente. Por consiguiente, el valor de r30 puede ser de 1.50 o menos. Preferiblemente r30 puede ser 1.10 o menos. Con el fin de obtener la expansibilidad de los orificios más excelente, el limite inferior de r30 puede ser de 0.70 o más.
Valor de r de la Dirección del Laminado (rL) : 0.70 a 1.50 Valor de r en la Dirección que corma un Ángulo de 60° con la Dirección del Laminado (r60) : 0.70 a 1.50.
Como resultado de la investigación detallada por los inventores, se descubrió que se obtiene un valor de TS x ?????e excelente, al controlar el valor de rL y el valor de r60 para satisfacer las expresiones rL > 0.70 y r60 = 1.50 respectivamente, además del control del valor de rC y el valor de r30 al rango descrito anteriormente. Por consiguiente, el valor de rL puede ser de 0.70 o más, y el valor de r60 puede ser de 1.50 o menos. Preferiblemente, el valor de r60 puede ser de 1.10 o menos. Con el fin de obtener la expansibilidad de los orificios más excelente, el limite superior de rL puede ser de 1.50 o menos, y el imite inferior de r60 puede ser de 0.70 o más. Preferible te, el valor de rL puede ser der 1.10 o menos .
Cada valor de r como se describe anteriormente, se evalúa por medio de pruebas de tracción usando muestras de pruebas de tracción JIS No. 5. En consideración de las láminas de acero de alta resistencia normales, los valores de r pueden ser evaluados dentro de un rango donde la deformación por tracción es de 5% a 15% y un rango el cual corresponde al alargamiento uniforme .
Además, ya que las direcciones en las cuales se lleva a cabo el doblado, difieren en las partes las cuales se doblan, la dirección no está limitada particularmente. En las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la modalidad, se pueden obtener propiedades similares en cualquier dirección de doblado .
Por lo general, se sabe que la textura y los valores de y tienen correlación. Sin embargo en las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad, la limitación con respecto a las densidades de polos de las orientaciones cristalinas y la limitación con respecto a los valores de r, como se describen anteriormente, no son sinónimos. Por consiguiente, cuando ambas limitaciones se satisfacen simultáneamente, se puede obtener una deformabilidad local más excelente.
Enseguida, se describirá la estructura metalográfica de las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la modalidad.
La estructura metalográfica de las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la modalidad, debe ser fundamentalmente una estructura de Fase Dual (DP) la cual incluye varios granos, incluye ferrita y/o bainita como la fase primario, e incluye martensita como la fase secundaria. La resistencia y la deformabilidad uniforme pueden ser aumentadas al dispersar la martensita, la cual es la fase secundaria y la fase dura, a la ferrita o la bainita, la cual es la fase primaria y tiene deformabilidad excelente. La mejoría en la deformabilidad uniforme se deriva del aumento en la velocidad de endurecimiento de trabajo al dispersar finamente la martensita, la cual es la fase dura en la estructura metalográfica . Además, aquí, la ferrita o la martensita incluyen ferrita poligonal y ferrita bainítica.
Las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad, incluyen austenita, perlita, cementita, varias inclusiones, o las similares, como la microestructura, además de la ferrita, la bainita, y la martensita. Es preferible que las microestructuras distintas a la ferrita, la bainita y la martensita se limiten a, en % de área, 0% a 10%. Además, cuando se retiene la austenita en la microestructura, la fragilización de trabajo secundaria o las propiedades de fracturación retardada se deterioran. Por consiguiente, excepto para la austenita residual de aproximadamente 5% en la fracción de área, la cual existe inevitablemente, es preferible que la austenita residual no se incluya sustancialmente .
Fracción de Área de la Ferrita y la Bainita, las cuales son las Fases Primarias: 30% a menos de 99% La ferrita y la bainita, las cuales son las fases primarias son comparativamente suaves, y tienen deformabilidad excelente. Cuando la fracción de área de la ferrita y la bainita es de 30% o más en total, se satisface tanto la propiedad de deformabilidad uniforme y de deformabilidad local de las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad. Más preferiblemente, la ferrita y la bainita pueden ser, en % de área, 50% o más en total. Por otro lado, cuando la fracción de área de la ferrita y la bainita es del 99% o más en total, la resistencia y la deformabilidad uniforme de las láminas de acero se reducen.
Preferiblemente, la fracción de área de la ferrita, la cual es la fase primaria, puede ser de 5% a 80%. Al controlar la fracción de área de la ferrita, la cual tiene una deformabilidad comparativamente excelente, al 30% a 99%, es posible aumentar preferiblemente la ductilidad (deformabilidad) en un balance entre la resistencia y la ductilidad (deformabilidad) de las láminas de acero. En particular, la ferrita contribuye a la mejoría en la deformabilidad uniforme.
Alternativamente, la fracción de área de la bainita, la cual es la fase primaria, puede ser del 30% a 99%. Al controlar la fracción de área de la bainita, la cual tiene resistencia comparativamente excelente, al 30% a 99%, es posible aumentar preferiblemente la resistencia en un balance entre la resistencia y la ductilidad (deformabilidad) de las láminas de acero. Al aumentare la fracción de área de la bainita, la cual es una fase más dura que la ferrita, se mejora la resistencia de las láminas de acero. Además, la bainita, la cual tienen poca diferencia de durezas con relación a la martensita, en comparación con la ferrita, suprime el inicio de los vacíos en la interfase entre la fase blanda y la fase dura, y mejora la expansibilidad de los orificios .
Fracción de área fM de la Martensita: 1% a 70% Al dispersar la martensita, la cual es la fase secundaria y es la fase dura, en la estructura metalográfica, es posible mejorar la resistencia y la deformabilidad uniforme. Cuando la fracción de área de la martensita es menor al 1%, la dispersión de la fase dura es insuficiente, la velocidad del endurecimiento de trabajo se reduce, y la deformabilidad uniforme se reduce. Preferiblemente, la fracción de área de la martensita puede ser del 3% o más. Por otro lado, cuando la fracción de área de la martensita es mayor al 70%, la fracción de área de la fase dura es excesiva, y la deformabilidad de las láminas de acero se reduce significativamente. De acuerdo con el balance entre la resistencia y la deformabilidad, la fracción de área de la martensita puede ser del 50% o menos. Preferiblemente, la fracción de área de la martensita puede ser del 30% o menos. Más preferiblemente, la fracción de área de la martensita puede ser del 20% o menos.
Tamaño Promedio de Grano de la Martensita: 13 \im o menos Cuando el tamaño promedio de grano de la martensita es mayor a 13 µ??, la deformabilidad uniforme de las láminas de acero puede ser reducida, y la deformabilidad local puede ser reducida. Se considera que el alargamiento uniforme se reduce debido al hecho de que la contribución al endurecimiento de trabajo se reduce cuando el tamaño promedio de la martensita es grueso, y que la deformabilidad local se reduce debido al hecho de que se inician fácilmente los vacíos en la vecindad de la martensita gruesa. Preferiblemente, el tamaño promedio de la martensita puede ser menor a ??µ??. Más preferiblemente, el tamaño promedio de la martensita puede ser de 7 \im o menos. Más preferiblemente, el tamaño promedio de la martensita puede ser de 5 µta o menos.
Relación de TS/fMxdis/dia: 500 o más Además, como resultado de la investigación detallada por los inventores, se descubrió que, cuando la resistencia la tracción se define como TS (resistencia a la tracción) en unidades de MPa, la fracción de área de la martensita se define como fM (fracción de la Martensita) en unidades de %, la distancia promedio entre los granos de martensita se defina como dis (distancia) en unidades de µp?, y el tamaño promedio de grano de la martensita se define como dia (diámetro) en unidades de µ??, la deformabilidad uniforme de las láminas de acero se mejora en el caso en que la relación entre la TS, fM, dis, y dia, satisface la siguiente Expresión 1.
TS/fMxdis/dia>500... (Expresión 1) Cuando la relación de TS/fMxdis/dia es menor a 500, la deformabilidad uniforme de las láminas de acero puede ser reducida significativamente. El significado físico de la Expresión 1 no ha sido claro. Sin embargo, se considera que el endurecimiento de trabajo ocurre más efectivamente cuando se reduce la distancia promedio dis entre los granos de martensita y cuando se incrementa el tamaño promedio de grano de la martensita. Además, la relación de TS/fMxdis/dia no tiene particularmente un limite superior. Sin embargo, desde un punto de vista industrial, ya que la relación de TS/fMxdis/dia apenas supera a 10000, el limite superior puede ser de 10000 o menos.
Fracción de Martensita que tiene 5.0 o menos en su Relación de Eje Mayor a Eje Menor: 50% o más Además, cuando el eje mayor de los granos de martensita se define como La en unidades de ym y el eje menor de un grano de martensita se define como Lb en unidades de µ?t?, la deformabilidad local puede ser mejorada preferiblemente en un caso en que la fracción de área de los granos de martensita que satisface la siguiente Expresión 2 es de 50% a 100% en comparación con la fracción de área fM de la martensita.
La/Lb=5.0... (Expresión 2) Las razones detalladas por las cuales se obtiene el efecto no han sido claras. Sin embargo, se considera que la deformabilidad local se mejora debido al hecho de que la forma de la martensita varia desde una forma acicular a una forma esférica y que se alivia la concentración excesiva de la tensión a la ferrita o la bainita cerca de la martensita. Preferiblemente, la fracción de área de la martensita que tiene una relación La/Lb de 3.0 o menos puede ser de 50% o más en comparación con la fM. Más preferiblemente, la fracción de área de los granos de martensita que tiene una relación La/Lb de 2.0 o menos puede ser del 50% o más, en comparación con la fM. Además, cuando la fracción de la martensita equiaxial es menor al 50% en comparación con la fM, la deformabilidad local se puede deteriorar. Además, el limite inferior de la Expresión 2 puede ser de 1.0.
Además, toda o parte de la martensita puede ser martensita revenida, aunque la resistencia de las láminas de acero se reduce, la expansibilidad de los orificios de las láminas de acero se mejora por una reducción en la diferencia de durezas entre la fase primaria y la fase secundaria. De acuerdo con el balance entre la resistencia requerida y la deformabilidad requerida, la fracción de área de la martensita revenida puede ser controlada en comparación con la fracción de área fM de la martensita. Además, la lámina de acero laminada en frió de acuerdo con la modalidad puede incluir la austenita residual de 5% o menos. Cuando la austenita residual es más que 5%, la austenita residual se transforma a martensita excesivamente dura después del trabajado, y la expansibilidad del hueco se puede deteriorar significativamente .
La estructura metalográfica tal como la ferrita, la bainita, o la martensita como se describen anteriormente puede ser observada por medio de un Microscopio Electrónico de Barrido por Emisión de Campo (FE-SEM) en un rango de espesor de 1/8 a 3/8 (un rango del espesor en el cual la posición de 1/4 del espesor es el centro). Los valores característicos anteriores pueden ser determinados a partir de microfotografias , las cuales se obtienen por la observación. Además, los valores característicos también pueden ser determinados por EBSD como se describe a continuación. Para la observación del DE-SEM, las muestras se recolectan de modo tal que la sección observada sea la sección transversal del espesor (el vector normal de la misma corresponde a la dirección normal) la cual es paralela a la dirección del laminado de las láminas de acero, y la sección observada se pule y se somete a ataque químico con nital. Además, en la dirección del espesor, la estructura metalográfica (constituyentes) de las láminas de acero puede ser significativamente diferente entre la vecindad de la superficie de las láminas de acero y la vecindad del centro de las láminas de acero, debido a la descarburización y la segregación de n. Por consiguiente, en la modalidad, se observa la estructura metalográfica basada en la posición de 1/4 del espesor.
Diámetro Promedio Volumétrico de los Granos: 5 µp? a 30 µ?? Además, con el fin de mejorar adicionalmente la deformabilidad, el tamaño de los granos en la estructura metalográfica, en particular el diámetro promedio volumétrico puede ser refinado. Además, las propiedades de fatiga (coeficiente del límite de fatiga) requeridas para láminas de acero automotrices o las similares, también se mejoran al refinar el diámetro promedio volumétrico. Ya que el número de granos gruesos influye significativamente en la deformabilidad, en comparación con el número de los granos finos, la deformabilidad se correlaciona significativamente con el diámetro promedio volumétrico calculado por el promedio ponderado del volumen en comparación con el diámetro promedio numérico. Por consiguiente, con el fin de obtener los objetivos anteriores, el diámetro promedio volumétrico puede ser de 5 im a 30 pm, puede ser más preferiblemente de 5 ym a 20 m, y puede ser además, preferiblemente de 5 µ?? a 10 µ?t?.
Además, se considera que, cuando se reduce el diámetro promedio volumétrico, se suprime la concentración local de la tensión ocurrida a escala micro, la tensión puede ser dispersada durante la deformación local, y se mejora el alargamiento, particularmente el alargamiento uniforme. Además cuando se reduce el diámetro promedio volumétrico, el limite de los granos, el cual actúa como una barrera del movimiento de dislocación, puede ser controlado apropiadamente, el límite de los granos puede afectar la deformación plástica repetitiva (fenómeno de fatiga) derivada del movimiento de dislocación, y por lo tanto, las propiedades de fatiga pueden ser mejoradas.
Además, como se describe a continuación, el diámetro de cada grano (unidad de grano) puede ser determinado. La perlita se identifica a través de la observación metalográfica por medio de un microscopio óptico. Además, las unidades de grano de la ferrita, la austenita, la bainita, y la martensita se identifican por medio del EBSD. Si la estructura cristalina de un área medida por medio de EBSD es una estructura cubica centrada en la cara (estructura fcc) , el área se considera como la austenita. Además, si la estructura cristalina de un área medida por medio de EBSD es la estructura cubica centrada en el cuerpo (estructura bcc) , el área se considera como alguna de ferrita y bainita, y la martensita. La ferrita, la bainita, y la martensita pueden ser identificadas usando el método de Desalineación Promedio del Núcleo (KAS ) el cual se añade a Patrón de Difracción por Retrodispersión de Electrones-Microscopía de Orientación de Imágenes (EBSP-OIM, Marca Registrada) . En el método KAM, con respecto a una primera aproximación (7 pixeles en total) usando un pixel hexagonal normal (pixel central) en los datos de medición y 6 pixeles adyacentes al pixel central, una segunda aproximación (19 pixeles en total) usando 12 pixeles más afuera de los 6 pixeles anteriores, o una tercera aproximación (37 pixeles en total) usando 18 pixeles más afuera de los 12 pixeles anteriores, y se promedia la desalineación entre cada pixel, el promedio obtenido se considera como el valor del pixel central, y la operación se lleva a cabo sobre todos los pixeles. El cálculo por el método KAM se lleva a cabo para no exceder el límite de los granos, y se puede obtener un mapa que representa la rotación cristalina intra granular. El mapa muestra la distribución de la tensión con base en la rotación local intra granular de los cristales.
En la modalidad, la desalineación entre los pixeles adyacentes se calcula usando la tercera aproximación en el EBSP-OIM (marca registrada) . Por ejemplo, la medición de la orientación descrita anteriormente se lleva a cabo mediante una etapa de medición de 0.5 m o menos a una amplitud por un factor de 1500, una posición en la cual, la desalineación entre los puntos de medición adyacentes es mayor a 15° se considera como un limite de grano (el limite de grano no siempre es un limite de grano general), el diámetro del circulo equivalente se calcula, y por lo tanto, se obtienen los tamaños de grano de la ferrita, la bainita, la martensita, y las austenita. Cuando la perlita se incluye en la estructura metalográfica , el tamaño de grano de la perlita puede ser calculado aplicando un método de procesamiento de imágenes tal como un procesamiento de binarización o un modo de intercepción, a las microfotografxas obtenida por medio del microscopio óptico.
En los granos (unidades de grano) definidos como se describen anteriormente, cuando el radio del circulo equivalente (la mitad del valor del diámetro del circulo equivalente) se define como r, el volumen de cada grano de obtiene por medio de 4x xr3/3, y el diámetro promedio volumétrico puede ser obtenido dividiendo el promedio ponderado del volumen. Además, la fracción de área de los granos gruesos descritos anteriormente puede ser obtenida dividiendo el área de los granos gruesos, obtenida usando el método, entre el área medida. Además, excepto por el diámetro promedio volumétrico, el diámetro del circulo equivalente o el tamaño de grano, obtenidos mediante el proceso de binarización, el método de intercepción, o los similares, se usa, por ejemplo, como el tamaño promedio de grano, dia, de la martensita .
La distancia promedio, dis, entre los granos de la martensita, puede ser determinado usando el limite entre los granos de la martensita y los granos distintos a la martensita obtenido mediante el método EBSD (sin embargo, el DE-SEM en el cual se puede llevar a cabo el EBSD) además del método de observación por FE-SEM.
Fracción de Área de los Granos Gruesos que tienen un Tamaño de Grano mayor a 35 µ??: 0% a 10% Además, con el fin de mejorar adicionalmente la deformabilidad local, con respecto a todos los constituyentes de la estructura metalográfica, la fracción de área (la fracción de área de los granos gruesos) la cual es ocupada por los granos (granos gruesos) que tienen un tamaño de grano mayor a 35 µp? ocupados por unidad de área, puede ser limitada para ser de 0% a 10%. Cuando se aumentan los granos que tienen un tamaño grande, la resistencia a la tracción puede ser reducida, y la deformabilidad también puede ser reducida. Por consiguiente, es preferible retinar los granos. Además, ya que la deformabilidad local se mejora al tensar todos los granos de forma uniforme y equivalente, la tensión ocal de los granos puede ser suprimida al limitar la fracción de los granos gruesos .
Dureza H de la Ferrita: es preferible que satisfaga la siguiente Expresión 3 La ferrita, la cual es la fase primaria y la fase blanda, contribuye a la mejoría en la deformabilidad de las láminas de acero. Por consiguiente, es preferible que la dureza promedio H de la ferrita satisfaga la siguiente Expresión 3. Cuando se incluye la ferrita, la cual es más dura que la siguiente Expresión 3, no se pueden obtener los efectos de mejoría en la deformabilidad de las láminas de acero. Además, la dureza promedio H de la ferrita se obtiene midiendo la dureza de la ferrita en 100 puntos o más, bajo una carga de 1 mN en un nanoindentador .
H<200+30x[Si]+21x[Mn]+270x[P]+78x[Nb]1 2+108x[Ti]1/2...
(Expresión 3) Aquí, [Si] , [Mn] , [P] , [Nb] , y [Ti] representan los porcentajes en masa del Si, n, P, Nb, y Ti respectivamente.
Desviación Estándar/Promedio de Dureza de la Ferrita o Bainita: 0.2 o menos Como resultado de la investigación de los inventores, la cual se concentró en la homogeneidad de la ferrita o la bainita, las cuales son las fases primarias, se descubrió que, cuando la homogeneidad de la fase primario esa alta en la microestructura, el balance entre la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local, se puede mejorar preferiblemente. Específicamente, cuando el valor, en el cual la desviación estándar de la dureza de la ferrita se divide entre el promedio de la dureza de la ferrita, es 0.2 o menos,, se pueden obtener preferiblemente los efectos. Además cuando el valor, en el cual la desviación estándar de la dureza de la bainita se divide entre el promedio de la dureza de la bainita, es 0.2 o menos, se pueden obtener preferiblemente los efectos. La homogeneidad puede ser obtenida midiendo la dureza de la ferrita o la bainita, las cuales son las fases primarias, en 100 puntos o más, bajo la carga de 1 mN, en el nanoindentador, y usando el promedio obtenido y la desviación estándar obtenida. Específicamente, la homogeneidad aumenta con la reducción en el valor de la desviación estándar de la dureza/promedio de la dureza, y los afectos pueden ser obtenidos cuando el valor es de 0.2 o menos. En el nanoindentador (por ejemplo, UMIS-2000, fabricado por CSIRO Corporation) , usando un indentador más pequeño que el tamaño de grano, puede ser medida la dureza de un grano individual el cual no incluye el límite del grano.
Enseguida, se describirá la composición química de las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la modalidad.
C: 0.01% a 0.4% El C (carbono) es un elemento el cual aumenta la resistencia de las lámina de acero, y es un elemento esencial para obtener la fracción de área de la martensita. El limite inferior del contenido de C debe ser de 0.01% con el fin de obtener 1% o más de martensita, en % de área. Por otro lado, cuando el contenido de C es mayor al 0.40%, la deformabilidad de las láminas de acero se reduce, y la soldabilidad de las láminas de acero también se deteriora. Preferiblemente, el contenido de C puede ser de 0.30% o menos. El contenido de C puede ser preferiblemente 0.3% o menos, y puede ser preferiblemente de más de 0.25% o menos.
Si: 0.001% a 2.5% El Si (silicio) es un elemento desoxidante del acero, y es un elemento el cual es efectivo en el aumento de la resistencia mecánica de las láminas de acero. Además, el Si es un elemento el cual estabiliza la ferrita durante el control de la temperatura, después del laminado en frió y suprime la precipitación de la cementita durante la transformación bainitica. Sin embargo, cuando el contenido de Si es mayor a 2.5%, la deformabilidad de las láminas de acero se reduce, y se tienden a producir abolladuras en las láminas de acero. Por otro lado, cuando el contenido de Si es menor a 0.001%, es difícil obtener los efectos.
Mn: 0.001% a 4.0% El Mn (manganeso) es un elemento el cual es efectivo en el aumento de la resistencia mecánica de las láminas de acero. Sin embargo, cuando el contenido de Mn es mayor a 4.0%, se reduce la deformabilidad de las láminas de acero. Preferiblemente, el contenido de Mn puede ser de 3.5% o menos. Más preferiblemente, el contenido de Mn puede ser de 3.0% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Mn es menor a 0.001%, es difícil obtener los efectos. Además, el Mn también es un elemento el cual suprime las fisuras durante el laminado en frió al fijar el S (azufre) en el acero. Cuando los elementos tales como el Ti, los cuales suprimen la aparición de las fisuras debido al S durante el laminado en frío, no se agregan de forma suficiente excepto por el Mn, es preferible que el contenido de Mn y el contenido de S satisfagan la relación Mn/S=20 % en masa.
Al: 0.001% a 2.0% El Al (aluminio) es un elemento desoxidante del acero. Además, el Al es un elemento el cual estabiliza la ferrita durante el control de la temperatura después del laminado en frío y suprime la precipitación de la cementita durante la transformación bainítica. Con el fin de obtener los efectos, el contenido de Al debe ser de 0.001% o más. Sin embargo, cuando el contenido de Al es mayor a 2.0%, la soldabilidad se deteriora. Además, aunque es difícil mostrar cuantitativamente los efectos, el Al es un elemento el cual aumenta significativamente la temperatura Ar3, a la cual inicia la transformación de ? (austenita) a a (ferrita) durante el enfriamiento del acero. Por consiguiente, la temperatura Ar3 del acero puede ser controlada por el contenido de Al.
Las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad incluyen impurezas inevitables además de los elementos base descritos anteriormente. Aquí, las impurezas inevitables indican elementos tales como P, S, N, 0, Cd, Zn, o Sb, los cuales se mezclan de forma inevitable por las materias primas auxiliares tales como la chatarra o por los procesos de producción. En los elementos, P, S, y 0 se limitan a los siguientes porcentajes con el fin de obtener preferiblemente los efectos. Es preferible que las impurezas inevitables distintas al P, S, N, y O se limiten individualmente a 0.02% o menos. Además, aun cuando se incluya un contenido de impurezas de 0.02% o menos, los efectos no se ven afectados. El rango de limitación de las impurezas incluye 0%, sin embargo, es industrialmente difícil obtener un 0% de forma estable. Aquí, el % descrito es % en masa.
P : 0.15% o menos El P (fósforo) es una impureza, y un elemento el cual contribuye al agrietamiento durante el laminado en frío o el laminado en frío cuando el contenido en el acero es excesivo.
Además, el P es un elemento el cual deteriora la ductilidad o la soldabilidad de las láminas de acero. Por consiguiente, el contenido de P está limitado al 0.15% o menos. Preferiblemente, el contenido de P puede ser limitado al 0.05% o menos. Además, ya que el P actúa como un elemento de endurecimiento de la solución sólida, y se incluye inevitablemente en el acero, no es particularmente necesario prescribir un limite inferior del contenido de P. El limite inferior del con tenido de P puede ser del 0%. Además, considerando la refinación general actual (incluyendo la refinación secundaria) , el límite inferior del contenido de P puede ser de 0.0005%.
S : 0.03% o menos El S (azufre) es una impureza, y un elemento el cual deteriora la deformabilidad de las láminas de acero al formar MnS estirado por el laminado en caliente, cuando el contenido en el acero es excesivo. Por consiguiente, el contenido de S se limita a 0.03% o menos. Además, ya que el S se incluye inevitablemente en el acero, no es particularmente necesario prescribir un límite superior del contenido de S . El límite inferior del contenido de S puede ser de 0%. Además, considerando la refinación general actual (incluyendo la refinación secundaria) , el límite inferior del contenido de S puede ser de 0.0005%.
N: 0.01% o menos El N (nitrógeno) es una impureza, y un elemento el cual deteriora la deformabilidad de las láminas de acero. Por consiguiente, el contenido de N se limita a 0.10% o menos. Además, ya gue el N se incluye inevitablemente en el acero, no es particularmente necesario prescribir un limite inferior del contenido de . El limite inferior del contenido de N puede ser de 0%. Además, considerando la refinación general actual (incluyendo la refinación secundaria), el limite inferior del contenido de N puede ser del 0.0005%.
O: 0.01% o menos El 0 (oxigeno) es una impureza, y un elemento el cual deteriora la deformabilidad de las láminas de acero. Por consiguiente, el contenido de O se limita a 0.01% o menos. Además, ya que, el O se incluye inevitablemente en el acero, no es particularmente necesario prescribir un límite inferior del contenido de O. El límite inferior del contenido de 0 puede ser de 0%. Además, considerando el refinamiento general actual (incluyendo el refinamiento secundario), el límite inferior el contenido de 0 puede ser de 0.0005%.
Los elementos químicos anteriores son los componentes base (elementos base) del acero en la modalidad, y la composición química en la cual se controlan (se incluyen o se limitan) los elementos base y el resto consiste de Fe y las impurezas inevitables, es la composición base de la modalidad. Sin embargo, además de los elementos base (en lugar de una parte de Fe, la cual es el resto) , en la modalidad, se pueden incluir adicionalmente los siguientes elementos químicos (elementos opcionales) en el acero, cuando sea necesario. Además, aun cuando los elementos opcionales sean incluidos inevitablemente en el acero (por ejemplo, cantidades menores al límite inferior de cada elemento opcional), no se reducen los efectos en la modalidad.
Específicamente, las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad, pueden incluir además, como elementos opcionales, al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste de Mo, Cr, Ni, Cu, B, Nb, Ti, W, Ca, Mg, Zr, REM, As, Co, Sn, Pb, Y, y Hf, además de los elementos base y los elementos de impureza. A partir de aquí se describirán los rangos numéricos de limitación y las razones para la limitación de los elementos opcionales. Aquí, el % descrito es % en masa.
Ti: 0.001% a 0.2% Nb: 0.001% a 0.2% B: 0.001% a 0.005% El Ti (titanio) , el Nb (niobio) , y el B (Boro) son los elementos opcionales los cuales forman carbonitruros finos al fijar el carbono y el nitrógeno en el acero, y los cuales tienen efectos tales como endurecimiento por precipitación, control de la microestructura, o endurecimiento por refinamiento del grano para el acero. Por consiguiente, cuando sea necesario, al menos uno de los elementos Ti, Nb, y B puede ser agregado al acero. Con el fin de obtener los efectos, preferiblemente el contenido de Ti puede ser de 0.001% o más, el contenido de Nb puede ser de 0.001% o más, y el contenido de B puede ser de 0.0001% o más. Sin embargo, cuando los elementos opcionales se agregan excesivamente al acero, los efectos pueden ser saturados, el control de la orientación cristalina puede ser difícil debido a la supresión de la recristalización después del laminado en frío, y la forjabilidad (deformabilidad) del acero se puede deteriorar. Por consiguiente, el contenido de Ti puede ser de 0.2% o menos, el contenido de Nb puede ser de 0.2% o menos, y el contenido de B puede ser de 0.005% o menos. Además, el contenido de B puede ser 0.003% o menos. Además, aun cuando se incluyan en el acero elementos opcionales que tengan cantidades menores al límite inferior, los efectos de la modalidad no se reducen. Además, ya que no es necesario agregar de forma intencional los elementos opcionales al acero con el fin de reducir los costos de la aleación, los límites inferiores de las cantidades de los elementos opcionales pueden ser de 0%.
Mg: 0.0001% a 0.01% REM: 0.0001% a 0.1% Ca: 0.0001% a 0.01% El Mg (magnesio), los REM (Metales de Tierras Raras), y el Ca (calcio) son elementos opcionales los cuales son importantes para controlar que las inclusiones sean formas inocuas y mejorar la deformabilidad local de las láminas de acero. Por consiguiente, cuando sea necesario, al menos uno de los elementos Mg, REM, y Ca puede ser agregado al acero. Con el fin de obtener los efectos, preferiblemente el contenido de Mg puede ser de 0.0001% o más, el contenido de REM puede ser de 0.0001% o más, y el contenido de Ca puede ser de 0.0001% o más. Preferiblemente, el contenido de Mg puede ser de 0.0005% o más, el REM puede ser de 0.001% o más y el contenido de Ca puede ser de 0.0005% o más. Por otro lado, cuando se agregan excesivamente los elementos opcionales al acero, se pueden formar inclusiones que tienen formas esturadas, y la deformabilidad del acero puede ser reducida. Por consiguiente, preferiblemente el contenido de Mg puede ser de 0.01% o menos, el contenido de REM puede ser de 0.1% o menos, y el contenido de Ca puede ser de 0.01% o menos. Además, aun cuando se incluyan en el acero elementos opcionales que tengan cantidades menores al limite inferior, no se reducen los efectos de la modalidad. Además, ya que no es necesario agregar los elementos opcionales al acero de forma intencional, con el fin de reducir los costos de la aleación, los limites inferiores de las cantidades de los elementos opcionales pueden ser de 0%.
Además, aquí, los REM representan colectivamente un total de 16 elementos los cuales son los 15 elementos desde el lantano, con número atómico de 57 al lutecio con número atómico de 71, además del escandio con número atómico 21. En general, los REM se suministran en el estado de metal amalgamado, el cual es una mezcla de los elementos, y se agregan al acero.
Mo: 0.001% a 1.0% Cr: 0.001% a 2.0% Ni: 0.001% a 2.0% W: 0.001% a 1.0% Zr: 0.0001% a 0.2% As: 0.0001% a 0.5% El Mo (molibdeno) , el Cr (cromo), el Ni (níquel), W (tungsteno), Zr (zirconio), y el As (arsénico) son elementos opcionales los cuales aumentan la resistencia mecánica de las láminas de acero. Por consiguiente, cuando sea necesario, al menos uno de los elementos Mo, Cr, Ni, W, Zr y As puede ser agregado al acero. Con el fin de obtener los efectos, preferiblemente el contenido de Mo puede ser de 0.001% o más, el contenido de Cr puede ser de 0.001% o más, el contenido de Ni puede ser de 0.001% o más, el contenido de W puede ser de 0.001% o más, el contenido de Zr puede ser de 0.0001% o más, y el contenido de As puede ser de 0.0001% o más. Más preferiblemente, el contenido de Mo puede ser de 0.01% o más, el contenido de Cr puede ser de 0.01% o más, el contenido de Ni puede ser de 0.05% o más y el contenido de W es 0.01% o más. Sin embargo, cuando los elementos opcionales se agregan excesivamente al acero, la deformabilidad de las láminas de acero se puede reducir. Por consiguiente, preferiblemente el contenido de o puede ser de 1.0% o menos, el contenido de Cr puede ser de 2.0% o menos, el contenido de Ni puede ser de 2.0% o menos, el contenido de W puede ser de 1.0% o menos, el contenido de Zr puede ser de 0.2% o menos y el contenido de As puede ser de 0.5% o menos. Además, aun cuando se incluyan en el acero los elementos opcionales que tengan una cantidad menor que el limite inferior, no se reducen los efectos en la modalidad. Además, ya que no es necesario agregar intencionalmente los elementos opcionales al acero con el fin de reducir los costos de la aleación, los limites inferiores de los elementos opcionales pueden ser de 0%.
V: 0.001% a 1.0% Cu: 0.001% a 2.0% El V (vanadio) y el Cu (cobre) sin elementos opcionales los cuales son similares al Nb, el Ti o los similares y los cuales tienen el efecto de endurecimiento por precipitación. Además, la reducción en la deformabilidad local debido a la adición del V y el Cu es pequeña en comparación con la adición del Nb, Ti o los similares. Por consiguiente, con el fin de obtener la alta resistencia y aumentar además la deformabilidad local, como por ejemplo la expansibilidad de los orificios o la plegabilidad, el V y el Cu son elementos opcionales más efectivos que el Nb, Ti o los similares. Por lo tanto, cuando sea necesario, se puede agregar al acero al menos uno de los elementos V y Cu. Con el fin de obtener los efectos, preferiblemente, el contenido de V puede ser de 0.001% o más y el contenido de Cu puede ser de 0.001% o más. Más preferiblemente, los contenidos de ambos elementos opcionales pueden ser de 0.01% o más. Sin embargo, si los elementos opcionales se agregan excesivamente al acero, se puede reducir la deformabilidad de las láminas de acero. Por consiguiente, preferiblemente el contenido de V puede ser de 1.0% o menos y el contenido de Cu puede ser de 2.0% o menos. Más preferiblemente, el contenido de V puede ser de 0.5% o menos. Además, aun cuando se incluyan en el acero elementos opcionales que tengan una cantidad menor que el límite inferior, no se reducen los efectos en la modalidad. Además, ya que no es necesario agregar intencionalmente los elementos opcionales al acero con el fin de reducir los costos de la aleación, los límites inferiores de las cantidades de los elementos opcionales pueden ser de 0%.
Co: 0.0001% a 1.0% Aunque es difícil mostrar cuantitativamente los efectos, el Co (cobalto) es el elemento opcional el cual aumenta significativamente la temperatura Ar3 a la cual inicia la transformación de ? (austenita) a OÍ (ferrita) en el enfriamiento del acero. Por consiguiente, la temperatura Ar3 del acero puede ser controlada por el contenido de Co. Además, el Co es el elemento opcional el cual mejora la resistencia de las láminas de acero. Con el fin de obtener el efecto, preferiblemente el contenido de Co puede ser de 0.0001% o más. Sin embargo, cuando el Co se agrega de forma excesiva al acero, la soldabilidad de las láminas de acero se puede deteriorar, y la deformabilidad de las láminas de acero puede ser reducida. Por consiguiente, preferiblemente el contenido de Co puede ser de 1.0% o menos. Además, aun cuando se incluya en el acero el elemento opcional que tenga una cantidad menor que el limite inferior, los afectos en la modalidad no se reducen. Además, ya que no es necesario agregar el elemento opcional al acero intencionalmente con el fin de reducir los costos de la aleación, el limite inferior de la cantidad del elemento opcional puede ser de 0%.
Sn: 0.0001% a 0.2% Pb: 0.0001% a 0.2% El Sn (estaño) y el Pb (plomo) son elementos opcionales los cuales son efectivos en la mejoría de la humectabilidad con revestimientos y la adhesión de los revestimientos. Por consiguiente, cuando sea necesario, al menos uno de los elementos Sn y Pb puede ser agregado al acero. Con el fin de obtener los efectos, preferiblemente, el contenido de Sn puede ser de 0.0001% o más, y el contenido de Pb puede ser de 0.0001% o más. Sin embargo, cuando los elementos opcionales se agregan de forma excesiva al acero, pueden aparecer fisuras durante el maquinado en frío debido a la fragilización a alta temperatura, y tienden a producirse abolladuras superficiales sobre las láminas de acero. Por consiguiente, preferiblemente el contenido de Sn puede ser de 0.2% o menos y el contenido de Pb puede ser de 0.2% o menos. Además, aun cuando se incluyan en el acero elementos opcionales que tengan la cantidad menor que el limite inferior, no se reducen los efectos de la modalidad. Además, ya que no es necesario agregar los elementos opcionales al acero de forma intencional con el fin de reducir los costos de la aleación, los limites inferiores de las cantidades de los elementos opcionales pueden ser de 0% .
Y: 0.0001% a 0.2% Hf: 0.0001% a 0.2% El Y (itrio) y el Hf (Hafnio) son elementos opcionales los cuales son efectivos en la mejoría de la resistencia a la corrosión de las láminas de acero. Por consiguiente, cuando sea necesario, se puede agregar al acero al menos uno de los elementos Y y Hf. Con el fin de obtener el efecto, preferiblemente el contenido de Y puede ser de 0.0001% o más y el contenido de Hf puede ser de 0.0001% o más. Sin embargo, cuando los elementos opcionales se agregan de forma excesiva al acero, la deformabilidad local, como por ejemplo, la expansibilidad de los orificios puede ser reducida. Por consiguiente, preferiblemente el contenido de Y puede ser de 0.20% o menos y el contenido de Hf puede ser de 0.20% o menos. Además, el Y tiene el efecto de formar óxidos en el acero lo cual adsorbe el hidrógeno en el acero. Por consiguiente, se reduce el hidrógeno difusible en el acero, y se puede esperar una mejoría en las propiedades de resistencia a la fragilizacion por hidrógeno en las láminas de acero. El efecto también puede ser obtenido dentro del rango descrito anteriormente del contenido de Y. Además, aun cuando se incluyan en el acero elementos opcionales que tengan la cantidad menor que el limite inferior, no se reducen los efectos de la modalidad. Además, ya que no es necesario agregar los elementos opcionales al acero de forma intencional con el fin de reducir los costos de la aleación, los limites inferiores de las cantidades de los elementos opcionales pueden ser de 0%.
Como se describe anteriormente, las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con las modalidades tiene la composición química la cual incluye los elementos base descritos anteriormente y el resto que consiste de Fe y las impurezas inevitables, o la composición química la cual incluye los elementos base descritos anteriormente, al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste de los elementos opcionales descritos anteriormente, y el resto que consiste de Fe y las impurezas inevitables.
Además, se puede llevar a cabo un tratamiento superficial sobre las láminas de acero de acuerdo con la modalidad. Por ejemplo, se puede aplicar tratamientos superficiales, tales como electrorrevestimiento, revestimiento por inmersión en frío, tratamiento de aleación después del revestimiento, formación de película orgánica, laminado de películas, tratamiento con sales orgánicas o dales inorgánicas, o tratamientos sin cromo (tratamiento sin cromato) , y por lo tanto, las láminas de acero laminadas en frío pueden incluir varios tipos de películas (películas o revestimientos) . Por ejemplo, una capa galvanizada o galvanizada y recocida puede ser dispuesta sobre la superficie de las láminas de acero, laminadas en frío. Aun si el revestimiento descrito anteriormente se incluye en las láminas de acero, laminadas en frío, las láminas de acero pueden obtener la alta resistencia y pueden asegurar de forma suficiente la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local.
Además, en la modalidad, el espesor de las láminas de acero, laminadas en frío, no está limitado particularmente. Sin embargo, por ejemplo, el espesor puede ser de 1.5 mm a 10 mm, y puede ser de 2.0 mm a 10 mm. Además, la resistencia de las láminas de acero, laminadas en frío, no está laminado particularmente, y por ejemplo, la resistencia a la tracción puede ser de 400 MPa a 1500 MPa.
Las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad pueden ser aplicadas al uso general para las láminas de acero de alta resistencia, y tienen deformabilidad uniforme excelente y deformabilidad local mejorada notablemente, como por ejemplo, forjabilidad por doblado o expansibilidad de los orificios de láminas de acero de alta resistencia.
Enseguida se describirá un método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con una modalidad de la presente invención. Con el fin de producir las láminas de acero, laminadas en frió, las cuales tienen alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, y deformabilidad local excelente, es importante controlar la composición química del acero, la estructura metalográfica, y la textura, la cual se representa por las densidades de polos de cada orientación de un grupo específico de orientaciones. Los detalles se describirán a continuación.
El proceso de producción ante del laminado en frío no está limitado particularmente. Por ejemplo, las láminas (acero fundido) pueden ser obtenidas al llevar a cabo la fundición y el refinamiento usando un alto horno, un horno eléctrico, un convertidor, o los similares, y posteriormente, llevando a cabo varios tipos de refinamiento secundario, con el fin de fundir el acero que satisface la composición química. Después, con el fin de obtener piezas o placas de acero, por ejemplo, el acero puede ser colado por medio de un proceso de colado continuo, un proceso de fabricación de lingotes, o un proceso de colado de bloques, en general. En el caso del colado continuo, el acero puede ser sometido al laminado en frió después que el acero se enfrie una vez a una temperatura inferior (por ejemplo, la temperatura ambiente) y se recalienten, o el acero (placas de colado) puede ser sometido continuamente al laminado en frió justo después que el acero se vacia. Además, se puede usar chatarra como la materia prima del acero (acero fundido) .
Con el fin de obtener las láminas de acero de alta resistencia, las cuales tienen alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, y deformabilidad local excelente, se pueden satisfacer las siguientes condiciones. Además, de aquí en adelante, "acero" y "láminas de acero" son sinónimos.
Primer Proceso de Laminado en caliente En el primer proceso de laminado en caliente, usando las piezas de acero fundido y colado, una pasada de laminado cuya reducción es del 40% o más se lleva a cabo al menos una vez en un rango de temperatura de 1000°C a 1200°C (preferiblemente 1150°C o menos). Al llevar a cabo el primer laminado en caliente bajo las condiciones, el tamaño de grano de la austenita de las láminas de acero después del primer laminado en caliente se controla a 200 pm o menos, lo cual contribuye a la mejoría en la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local de las láminas de acero, laminadas en caliente, obtenidas .
Los granos de austenita se refinan con un aumento en la reducción y un aumento en la frecuencia del laminado. Por ejemplo, en el primer proceso de laminado en caliente, al llevar a cabo al menos dos veces (dos pasadas) el laminado cuya reducción es del 40% o más por cada pasada, el tamaño de grano promedio de la austenita puede ser controlado preferiblemente a 100 µp? o menos. Además, en el primer laminado en caliente, al limitar la reducción al 70% o menos para cada pasada, o al limitar la frecuencia del laminado (el número de pasadas) a 10 veces o menos, se puede reducir la caída de la temperatura de las láminas de acero o la formación excesiva de escoria. Por consiguiente, en el laminado aspecto, la reducción para cada pasada puede ser de 70% o menos, y la frecuencia del laminado (el número de pasadas) puede ser de 10 veces o menos.
Como se describe anteriormente, al retinar los granos de austenita después del primer proceso de laminado en caliente, es preferible que los granos de austenita pueden ser refinados posteriormente mediante procesos posteriores, y la ferrita, la bainita, y la martensita, transformadas a partir de la austenita en los procesos posteriores pueden ser dispersadas finamente y de forma uniforme. Como resultado, la anisotropía y la deformabilidad local de las láminas de acero se mejora debido al hecho de que la textura se controla, y la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local (particularmente la deformabilidad uniforme) de las láminas de acero, se mejoran debido al hecho de que la estructura metalográfica se refine. Además, parece que el limite de los granos de la austenita refinada por medio del primer proceso de laminado en caliente, actúa como núcleos de recristalización durante el segundo proceso de laminado en caliente, el cual es el proceso posterior.
Con el fin de inspeccionar el tamaño de granos promedio de la austenita después del primer proceso de laminado en caliente, es preferible que las láminas de acero, después del primer proceso de laminado en caliente, se enfrien rápidamente a una velocidad de enfriamiento tan rápida como sea posible. Por ejemplo, las láminas de acero se enfrían bajo la velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/segundo o más rápido. Posteriormente, la sección transversal de las piezas de acero, la cual se toma de las láminas de acero obtenidas por el enfriamiento, se somete a ataque químico con el fin de hacer visibles los límites de los granos de austenita, y el límite de los granos de austenita en la microestructura se observan por medio de un microscopio óptico. En este momento, se observan 20 o más campos visuales a un factor de aumento de 50 o más, el tamaño de grano de la austenita se mide por medio del análisis de imágenes o el método de intercepción, y el tamaño promedio de grano de la austenita se obtiene promediando los tamaños de grano de la austenita medidos en cada uno de los campos visuales.
Después del primer proceso de laminado en caliente, se pueden unir tachos planos, y el segundo promedio de laminado en frío, el cual es el proceso posterior, se puede llevar a cabo de forma continua. En este momento los tachos planos pueden ser unidos después que una barra en bruto se enrolla temporalmente en una bobina, se almacena en una cubierta que tiene un calentador, cuando sea necesario, y se vuelve a enrollar.
Segundo Proceso de Laminado en caliente Como el segundo proceso de laminado en caliente, cuando la temperatura calculada por medio de la siguiente Expresión 4, se define como TI en unidades de °C, las láminas de acero después del primer proceso de laminado en caliente se someten a laminado bajo las condiciones tales que, se incluya una pasada de reducción extensa cuya reducción es del 30% o más, en un rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C es del 50% o más, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de Ar3°C a menos de T1+30°C se limita a 30% o menos, y la temperatura de terminación del laminado es Ar3°C o superior.
Como una de las condiciones para controlar la densidad promedio de polos DI del grupo de orientaciones {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor, el cual es el rango de espesor de 5/8 a 3/8 a los rangos descritos anteriormente, en el segundo proceso de laminado en frió, el laminado se controla con base en la temperatura TI (unidades: °C) la cual se determina por la segunda Expresión 4 usando la composición química (unidades: % en masa) del acero.
Tl=850+10 ( [C] + [N] ) x [Mn] +350x [Nb] +250 [Ti] +40 [B] +10x [Cr] + lOOx [Mo] +100 [V] ... (Expresión 4) En la expresión 4, [C] , [N] , [Mn] , [Nb] , [Ti], [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan los porcentajes en masa del C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V respectivamente.
La cantidad de los elementos químicos, los cuales se incluyen en la Expresión 4 pero no se incluyen en el acero, se considera como 0% para el cálculo. Por consiguiente, en el caso de la composición química en la cual el acero incluye solo los elementos base, se puede usar la siguiente Expresión 5 en lugar de la Expresión .
Tl=850+10x ( [C] + [N] ) x [Mn] ... (Expresión 5) Además, en la composición química en la cual el acero incluye los elementos opcionales, la temperatura calculada por la Expresión 4 puede ser usada para TI (unidades: °C) , en lugar de la temperatura calculada por la Expresión 5.
En el segundo proceso de laminado en caliente, sobre la base de la temperatura TI (unidades: °C) obtenida por la Expresión 4 o 5, la reducción extensa se incluye en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C (preferiblemente, en un rango de temperatura de T1+50°C a T1+100°C), y la reducción se limita a un rango pequeño (incluye 0%) en el rango de temperatura de Ar3°C a menos de T1+30°C. Al llevar a cabo el segundo proceso de laminado en caliente además el primer proceso de laminado en caliente, la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local de las láminas de acero se mejora preferiblemente. En particular, al incluir la reducción extensa en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C y al limitar la reducción en el rango de temperatura de Ar3°C a menos de Tl+30 °C, la densidad promedio de polos DI del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> y la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}<113> en la porción central del espesor, el cual es el rango de espesor de 5/8 a 3/8, se controla de forma suficiente, y como resultado, la anisotropia y la deformabilidad local de las láminas de acero se mejoran de forma notable.
La temperatura TI en sí, se obtiene empíricamente. Los inventores han descubierto empíricamente, a través de experimentación, que el rango de temperatura en el cual se promueve la recristalización en el rango de la austenita, puede ser determinado con base en la temperatura Ti. Con el fin de obtener la deformabilidad uniforme excelente y la deformabilidad local excelente, es importante acumular una gran cantidad de tensión por medio del laminado y obtener granos recristalizados finos. Por consiguiente, se lleva a cabo el laminado de varias pasadas, en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, y la reducción acumulativa debe ser de 50% o más. Además, con el fin de promover adicionalmente la recristalización por la acumulación de la tensión, es preferible que la reducción acumulativa sea de 70% o superior. Además, al limitar el límite superior de la reducción acumulativa, la temperatura del laminado puede ser mantenida de forma suficiente, y la carga del laminado puede ser suprimida adicionalmente. Por consiguiente, la reducción acumulativa puede ser de 90% o menos.
Cuando se - lleva a cabo el laminado que tiene varias pasadas, en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, la tensión se acumula por el laminado, y la recristalización de la austenita se presenta en el intervalo entre las pasadas de laminado por la fuerza de estimulación de la tensión acumulada. Específicamente, al llevar a cabo el laminado que tiene varias pasadas, en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, la recristalización ocurre repetidamente por cada pasada. Por consiguiente, es posible obtener una estructura de austenita recristalizada la cual es uniforme, fina, y equiaxial. En el rango de temperatura, no se presenta la recristalización dinámica durante el laminado, la tensión se acumula en los cristales, y se presenta la recristalización estática en el intervalo entre las pasadas de laminado por la fuerza de estimulación derivada de la tensión acumulada. En general, en la estructura con recristalización dinámica, la tensión, la cual se introduce durante el forjado, se acumula en los cristales de la misma, y el área recristalizada y el área no cristalizada se mezclan localmente. Por consiguiente, la textura se desarrolla comparativamente, y por lo tanto, aparece la anisotropia. Además las estructuras metalográficas pueden ser una estructura de grano doble. En el método para producir las láminas de acero, laminadas en frío de acuerdo con la modalidad, la austenita se recristaliza por medio de recristalización estática. Por consiguiente, es posible obtener la estructura de austenita recristalizada la cual es uniforme, fina, y equiaxial, y en la cual, el desarrollo de la textura se suprime.
Con el fin de aumentar la homogeneidad, y de aumentar preferiblemente la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local de las láminas de acero, el segundo laminado en frió se controla para incluir al menos una pasada de reducción extensa cuya reducción por cada pasada es del 30% o más en el rango de temperatura de Tl+30°C a T1+200°C. En el segundo laminado en frío, en el rango de temperatura de Tl+30°C a T1+200°C, se lleva a cabo al menos una vez el laminado cuya reducción para una pasada es de 30% o más. Particularmente, considerando un proceso de enfriamiento como se describe a continuación la reducción de la pasada final en el rango de temperatura puede ser preferiblemente de 25% o más, y puede ser más preferiblemente de 30% o más. Específicamente, es preferible que la pasada final en el rango de temperatura sea la pasada de reducción extensa (la pasada de laminado con la reducción de 30% o más) . En el caso de que se requiera además la deformabilidad excelente en las láminas de acero, es preferible además que toda la reducción de la primera mitad de pasadas sea menor al 30% y las reducciones de las dos pasadas finales son individualmente de 30% o más. Con el fin de aumentar más preferiblemente la homogeneidad de las láminas de acero, se puede llevar a cabo una pasada de reducción cuya reducción para cada pasada sea de 40% o más. Además, con el fin de obtener una forma más excelente de las láminas de acero, se puede llevar a cabo una pasada de reducción extensa cuya reducción para una pasada sea del 70% o menos.
Además, como una de las condiciones para que el rL y el r60 satisfagan respectivamente rL > 0.70 y r60 < 1.50, por ejemplo, es preferible que un aumento de temperatura de la lámina de acero entre las pasadas del laminado en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, se suprime a 18°C o menos, además de un control apropiado de un tiempo de espera t como se describió arriba. Además, por lo anterior, es posible obtener preferiblemente la austenita recristalizada, la cual es más uniforme.
Con el fin de suprimir el desarrollo de la textura y mantener la estructura recristalizada equiaxial, después del laminado en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, la cantidad del forjado en el rango de temperatura, de Ar3°C a menos de T1+30°C (preferiblemente, TI a menos de T1+30°C) se suprime tan poco como sea posible. Por consiguiente, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de Ar3°C a menos de Tl+30 °C se limita a 30% o menos. En este rango de temperatura, es preferible que la reducción acumulativa sea de 10% o más, con el fin de obtener la forma excelente de las láminas de acero, y es preferible que la reducción acumulativa sea del 10% o menos con el fin de mejorar adicionalmente la anisotropia y la deformabilidad local. En este caso, la reducción acumulativa puede ser más perdiblemente de 0%. Específicamente, en el rango de temperatura de Ar3°C a menos de T1+30°C, no puede ser llevado a cabo el laminado, y la reducción acumulativa debe ser de 30% o menos, aun cuando se lleve a cabo el laminado.
Cuando la reducción acumulativa en el rango de temperatura de Ar3°C a menos de Tl+30°C, es extensa, la forma de los granos de austenita recristalizados en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C no debe ser equiaxial debido al hecho de que los granos se estiran por el laminado, y la textura se desarrolla otra vez debido al hecho de que la tensión se acumula por el laminado. Específicamente, como las condiciones de producción de acuerdo con la modalidad, el laminado se controla tanto al rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C y el rango de temperatura de Ar3°C a menos de T1+30°C en el segundo proceso de laminado en frío. Como resultado, la austenita se recristaliza para ser uniforme, fina, y equiaxial, la textura, la estructura metalográfica y la anisotropia de las láminas de acero se controlan, y por lo tanto, la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local pueden ser mejoradas. Además, la austenita se recristaliza para ser uniforme, fina, y equiaxial, y por lo tanto, la relación del eje mayor al eje menor de la martensita, el tamaño promedio de la martensita, la distancia promedio entre la martensita, y los similares, de las láminas de acero, laminadas en frió, obtenidas finalmente, pueden ser controladas .
En el segundo proceso de laminado en frió, cuando se lleva a cabo el laminado en el rango de temperatura inferior a Ar3°C o la reducción acumulativa en el rango de temperatura de Ar3 a menos de Tl+30 °C es excesivamente grande, la textura de la austenita se desarrolla. Como resultado, las láminas de acero, laminadas en frió, obtenidas finalmente no satisfacen al menos la condición en la cual la densidad promedio de polos DI del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> es 1.0 a 5.0 hay la condición en la cual la densidad de polos D2 de la orientación cristalina {332}<113> es 1.0 a 4.0 en la porción central del espesor. Por otro lado, en el segundo proceso de laminado, cuando el laminado se lleva a cabo en el rango de temperatura superior a T1+200°C o la reducción acumulativa en el rango de T1+30°C a T1+200°C es excesivamente pequeña, la recristalización no ocurre de forma uniforme y finamente, los granos gruesos o los granos mezclados puede estar incluidos en la estructura metalográfica, y la estructura metalográfica puede ser la estructura de granos dobles. Por consiguiente la fracción de área del diámetro promedio volumétrico de los granos, el cual es mayor a 35 µp? se incrementa.
Además, cuando se termina el segundo laminado en frió a una temperatura inferior a Ar3 (unidades: °C) , el acero se lamina en un rango de temperatura de la temperatura de terminación del laminado a menos de Ar3 (unidades: °C) , el cual es un rango donde existen las dos fases de austenita y ferrita (rango de temperatura bifásico) . Por consiguiente, la textura de las láminas de acero se desarrolla, y la anisotropia y la deformabilidad local de las láminas de acero se deterioran significativamente. Aquí, cuando la temperatura de terminación del laminado del segundo laminado en frío es de TI o más, la anisotropia puede ser reducida adicionalmente al reducirse la cantidad de tensión en el rango de temperatura inferior a Ti, y como resultado, la deformabilidad local puede ser aumentada adicionalmente. Por lo tanto, la temperatura de terminación del laminado, del segundo laminado en frió puede ser TI o más.
Aquí, la reducción puede ser obtenida mediante mediciones o cálculos de la fuerza de laminado, el espesor, o los similares, además, la temperatura de laminado (por ejemplo, cada uno de los rangos de temperatura anteriores) puede ser obtenida mediante mediciones usando un termómetro entre las estaciones, mediante cálculos, usando una simulación, considerando el calentamiento de deformación, la velocidad de la línea, la reducción, o los similares, o mediante ambos (redivisiones y cálculos) . Además, la reducción anterior para cada pasada es un porcentaje del espesor reducido para cada pasada (la diferencia entre el espesor de entrada antes de pasar por una estación de laminado y el espesor de salida después de pasar por la estación de laminado) al espesor de entrada antes de pasar por la estación de laminado. La reducción acumulativa es un porcentaje del espesor acumulativo reducido (la diferencia entre el espesor de entrada antes de la primera pasada en el laminado en cada rango de temperatura y el espesor de salida después de la pasada final en cada rango de temperatura) a la referencia el cual es el espesor de entrada antes de la primera pasada en el laminado en cada rango de temperatura. Ar3, la cual es la temperatura de transformación de la austenita durante el enfriamiento, se obtiene mediante la siguiente Expresión 6, en unidades de °C. Además, aunque es difícil mostrar cuantitativamente los efectos que se describen anteriormente, el Al y el Co también influyen sobre la temperatura Ar3.
Ar3 = 879.4-516.1x[C]-65.7x[Mn]+38.0x[Si]+274.7x[P] ...
(Expresión 6) En la Expresión 6, [C] , [Mn] , [Si] y [P] representan los porcentajes en masa del C, Mn, Si y P respectivamente.
Primer Proceso de Enfriamiento En el primer proceso de enfriamiento, después que se termina la pasada final entre las pasadas de reducción extensa cuya reducción para una pasada es de 30% o más en de rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, cuando el tiempo de espera desde la terminación de la pasada final al inicio del enfriamiento, se define como t, en unidades de segundos, las láminas de acero se someten al enfriamiento para que el tiempo de espera t satisfaga la siguiente Expresión 7. Aquí, ti en la Expresión 7 puede ser obtenido a partir de la siguiente Expresión 8. En la Expresión 8, Tf representa la temperatura (unidades: °C) de las láminas de acero al final de la pasada final entre las pasadas de reducción extensa, y Pl representa la reducción (unidades: %) en la pasada final entre las pasadas de reducción extensa.
T<2.5xtl ... (Expresión 7) ti = 0.001x( (Tf-Tl)xPl/100)2-0.109x( (Tf-Tl) xPl/100) +3.1... (Expresión 8) El primer enfriamiento después de la pasada final de reducción influye significativamente en el tamaño de grano de las láminas de acero, laminadas en frío, obtenidas. Además, mediante el primer enfriamiento, la austenita puede ser controlada para ser una estructura metalográfica en la cual los granos son equiaxiales y los granos gruesos rara vez se incluyen (es decir, tamaños uniformes) . Por consiguiente, las láminas de acero, laminadas en frío, obtenidas finalmente, tienen la estructura metalográfica en la cual los granos son eguiaxiales y los granos gruesos rara vez se incluyen (es decir, tamaños uniformes) , y la relación del eje mayor al eje menor de la martensita, el tamaño promedio de la martensita, la distancia promedio entre la martensita, y los similares, pueden ser controlados preferiblemente.
El valor del lado derecho (2.5xtl) de la Expresión 7 representa el tiempo en el cual se termina sustancialmente la recristalización de la austenita. Cuando el tiempo de espera t es mayor que el valor del lado derecho (2.5xtl) de la Expresión 7, los granos recristalizados crecen significativamente, y el tamaño de los granos de incrementa. Por consiguiente, la resistencia, la deformabilidad uniforme, la deformabilidad local, las propiedades de fatiga, o los similares de las láminas de acero se reducen. Por lo tanto de tiempo de espera t debe ser de 2.5xtl segundos o menos. En el caso donde se considera la fluidez (por ejemplo, la linealidad o la controlabilidad de la forma de un segundo enfriamiento) , el primer enfriamiento puede ser llevado a cabo entre las estaciones de laminado. Además, el limite inferior del tiempo de espera t debe ser de 0 segundos o más.
Además, cuando el tiempo de espera t se limita a 0 segundos a menos de ti segundos de modo tal que se satisfaga 0=t<tl, puede ser posible suprimir significativamente el crecimiento de los granos. En este caso del diámetro promedio volumétrico de las láminas de acero, laminadas en frió, obtenidas finalmente, puede ser controlado a 30 µp? o menos. Como resultado, aun si la recristalización de la austenita no progresa lo suficiente, las propiedades de las láminas de acero, en particular la deformabilidad uniforme, las propiedades de fatiga o las similares, pueden ser mejoradas preferiblemente .
Además, cuando el tiempo de espera t se limita a ti segundos a 2.5xtl segundos de modo tal que se satisface tl=t=2.5xtl, puede ser posible suprimir al desarrollo de la textura. En este caso, aunque el diámetro promedio volumétrico puede ser aumentado debido a que el tiempo de espera t se prolonga en comparación con el caso donde el tiempo de espera t es más corto que ti segundos, la orientación cristalina puede ser aleatorizada puesto que la recristalización de la austenita progresa de forma suficiente. Como resultado, la anisotropía, la deforraabilidad local, y los similares, de las láminas de acero, pueden ser mejoradas preferiblemente.
Además, el primer enfriamiento descrito anteriormente puede ser llevado a cabo en un intervalo entre las estaciones de enfriamiento, en el rango de temperatura de Tl+30°C a T1+200°C, o puede ser llevado a cabo después de la estación de laminado final en el rango de temperatura. Específicamente, siempre y cuando el tiempo de espera t satisfaga la condición, un laminado cuya reducción por cada pasada sea del 30% o menos puede ser llevado a cabo en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C y entre la terminación de la pasa final entre las pasadas de reducción extensa y el inicio del primer enfriamiento. Además, después que se lleva a cabo el primer enfriamiento, siempre y cuando la reducción por cada pasada sea de 30% o menos, el laminado puede ser llevado a cabo además en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C. De forma similar, después que se lleva a cabo el primer enfriamiento, siempre y cuando la reducción acumulativa sea de 30% o menos, el enfriamiento puede ser llevado a cabo en el rango de temperatura de Ar3°C a T1+30°C (o Ar3°C a Tf °C) . Como se describe anteriormente, siempre y cuando el tiempo de espera t después que la pasada de reducción extensa satisface la condición, con el fin de controlare la estructura metalográfica de las láminas de acero, laminadas en frío, obtenidas finalmente, el primer enfriamiento descrito anteriormente puede ser llevado a cabo ya sea en el intervalo entre las estaciones de laminado o después de la estación de laminado .
En el primer enfriamiento, es preferible que el cambio de la temperatura de enfriamiento el cual es la diferencia entre la temperatura de las láminas de acero (la temperatura del acero) al inicio del enfriamiento y la temperatura de las láminas de acero (temperatura del acero) el final del enfriamiento sea de 40 °C a 140 °C. Cuando el cambio de la temperatura de enfriamiento es de 40°C o superior, el crecimiento de los granos de austenita recristalizados puede ser suprimido adicionalmente . Cuando el cambio de la temperatura de enfriamiento es de 140°C o inferior, la recristalización puede progresar de forma más suficiente, y la densidad de polos puede ser mejorada preferiblemente. Además, al limitar el cambio de la temperatura de enfriamiento a 140 °C o menos, además del control comparativamente fácil de la temperatura de las láminas de acero, la selección de variantes (limitación de variantes) puede ser controlada de forma más efectiva, y el desarrollo de la textura recristalizada puede ser controlado preferiblemente. Por consiguiente en este caso, la isotropia puede ser aumentada adicionalmente, y la dependencia de la orientación de la conformabilidad puede ser reducida adicionalmente. Cuando el cambio de la temperatura de enfriamiento es mayor a 140°C, el progreso de la recristalización puede ser insuficiente, no se puede obtener la textura deseada, la ferrita puede no ser obtenida fácilmente, y se incrementa la dureza de la ferrita obtenida. Por consiguiente, la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local de las láminas de acero pueden ser reducidas .
Además, es preferible que la temperatura de las láminas de acero T2 al final del primer enfriamiento es T1+100°C o menos. Cuando la temperatura de las láminas de acero T2 al final del primer enfriamiento es T1+100°C o menos, se obtienen más efectos del enfriamiento suficiente. Por los efectos del enfriamiento, el crecimiento de los granos puede ser suprimido, y el crecimiento de los granos de austenita también puede ser suprimido.
Además, es preferible que la velocidad promedio de enfriamiento en el primer enfriamiento sea de 50 °C/segundo o más rápida. Cuando la velocidad promedio de enfriamiento en el primer enfriamiento es de 50 °C/segundo o más rápida, el crecimiento de los granos de austenita recristalizada puede ser suprimido adicionalmente . Por otro lado, no es particularmente necesario prescribir un limite superior de la velocidad promedio de enfriamiento. Sin embargo, desde el punto de vista de la forma de las láminas, la velocidad de enfriamiento promedio puede ser de 200 °C/segundo o más lenta.
Segundo Proceso de Enfriamiento En el segundo proceso de enfriamiento, las láminas de acero, después del segundo laminado en caliente y después del primer proceso de enfriamiento, se enfrian a un rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600°C. Preferiblemente, las láminas de acero pueden ser enfriadas al rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600 °C bajo la velocidad promedio de enfriamiento de 10°C/segundo a 300 °C/segundo . Cuando la temperatura de detención del segundo enfriamiento es de 600 °C o superior o la velocidad promedio de enfriamiento es de 10°C/segundo o más lenta, las calidades superficiales se pueden deteriorar debido a la oxidación superficial de las láminas de acero. Además, la anisotropia de las láminas de acero, laminadas en caliente puede ser aumentada, y la deformabilidad local puede ser reducida significativamente. La razón por la cual se enfrian las láminas de acero bajo la velocidad promedio de enfriamiento de 300°C/segundo o más lenta, es la siguiente. Cuando las láminas de acero se enfrian bajo la velocidad promedio de enfriamiento más rápida que 300 °C/segundo, se puede promover la transformación de la martensita, la resistencia puede ser aumentada significativamente, y el laminado en frió no puede ser llevado a cabo fácilmente. Además, no es particularmente necesario prescribir un limite inferior de la temperatura de detención del enfriamiento del segundo proceso de enfriamiento. Sin embargo, en el caso donde se lleva a cabo el enfriamiento con agua, el limite inferior puede ser la temperatura ambiente. Además, es preferible que iniciar el segundo enfriamiento dentro de un periodo de 3 segundos después de terminar el segundo laminado en caliente o después del primer proceso de enfriamiento. Cuando el inicio del segundo enfriamiento excede los 3 segundos, puede ocurrir el engrosamiento de la austenita.
Proceso de Enrollado En el proceso de enrollado, después que se obtienen las láminas de acero, laminadas en caliente, como se describe anteriormente, las láminas de acero se enrollan en el rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600 °C. Cuando las láminas de acero se enrollan a la temperatura de 600 °C o superior, se puede aumentar la anisotropia de las láminas de acero después del laminado en frió, y la deformabilidad local puede ser reducida significativamente. Las láminas de acero después del proceso de enrollado tienen una estructura metalográfica la cual es uniforme, fina, y equiaxial, una textura la cual tiene una orientación aleatoria, y un valor de Lankford excelente. Al producir las láminas de acero, laminadas en frío, usando las láminas de acero, es posible obtener láminas de acero, laminadas en frió, las cuales tienen simultáneamente alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, deformabilidad local excelente y valores de Lankford excelentes. Además, la estructura metalográfica de las láminas de acero, después del proceso de enrollado, incluye principalmente ferrita, bainita, martensita, austenita residual, y las similares.
Proceso de Decapado En el proceso de decapado, con el fin de eliminar los óxidos superficiales de las láminas de acero después del proceso de enrollado, se lleva a cabo el decapado. El método de decapado no está limitado particularmente, y se puede aplicar un método de decapado general, como por ejemplo, decapado con ácido sulfúrico, o ácido nítrico.
Proceso de Laminado en Frío En el proceso de laminado en frío, las láminas de acero, después del proceso de decapado, se someten al laminado en frío, en el cual, la reducción acumulativa es del 30% al 70%. Cuando la reducción acumulativa es del 30% o menos, en el proceso de calentamiento y mantenimiento (recocido) el cual es el proceso posterior, la recristalización ocurre difícilmente, la fracción de área de los granos equiaxiales se reduce, y los granos, después del recocido, se engruesan. Cuando la reducción acumulativa es del 70% o más, en el proceso de calentamiento y mantenimiento (recocido) el cual es el proceso posterior, se desarrolla la textura, la anisotropía de las láminas de acero se incrementa, y se deteriora la deformabilidad local o los valores de Lankford.
Después del proceso de laminado en frío, se puede llevar a cabo un laminado de endurecimiento cuando sea necesario. Mediante el laminado de endurecimiento, puede ser posible suprimir las deformaciones por estirado, las cuales se forman durante el forjado de las láminas de acero, o enderezar la forma de las láminas de acero.
Proceso de Calentamiento y Mantenimiento (Recocido) En el proceso de calentamiento y mantenimiento (recocido) , las láminas de acero, después del proceso de laminado en frío, se someten al proceso de calentamiento y mantenimiento en el rango de temperatura de 750°C a 900°C durante 1 segundo a 1000 segundos. Cuando se lleva a cabo un calentamiento y mantenimiento a una temperatura menor a 750°C y por menos de 1 segundo, la transformación inversa de ferrita a austenita no progresa de forma suficiente, y la martensita, la cual es la fase secundaria, no puede ser obtenida en el proceso de enfriamiento, el cual es el proceso posterior. Por consiguiente, se reduce la resistencia y la deformabilidad uniforme de las láminas de acero, laminadas en frío. Por otro lado, cuando el calentamiento y mantenimiento se lleva a cabo a una temperatura superior a 900°C o por más de 1000 segundos, los granos de austenita se engruesan. Por lo tanto, se incrementa la fracción de área de los granos gruesos de las láminas de acero, laminadas en frío.
Tercer Proceso de Enfriamiento En el tercer proceso de enfriamiento, las láminas de acero, después del proceso de calentamiento y mantenimiento (recocido), se enfrian a un rango de temperatura de 580°C a 720 °C bajo una velocidad promedio de enfriamiento de l°C/segundo a 12 °C/segundo . Cuando la velocidad promedio de de enfriamiento es menor a l°C/segundo o el tercer enfriamiento se termina a una temperatura inferior a 580 °C/segundo, la transformación ferrítica puede ser promovida excesivamente, y las fracciones de área deseadas de bainita y martensita no pueden ser obtenidas. Además, la perlita se puede formar excesivamente. Cuando la velocidad promedio de enfriamiento es mayor a 12°C/segundo o el tercer enfriamiento se termina a una temperatura superior a 720 °C, la transformación ferritica puede ser insuficiente. Por consiguiente, la fracción de área de la martensita de las láminas de acero, laminadas en caliente, obtenidas, puede ser mayor al 70%. Al reducir la velocidad promedio de enfriamiento y reducir la temperatura de detención del enfriamiento dentro del rango descrito anteriormente, la fracción de área de la ferrita puede ser aumentada preferiblemente.
Cuarto Proceso de Enfriamiento En el cuarto proceso de enfriamiento, las láminas de acero después del tercer enfriamiento se enfrian a un rango de temperatura de 200 °C a 600 °C bajo una velocidad promedio de enfriamiento de 4°C/segundo a 300 °C/segundo . Cuando la velocidad promedio de enfriamiento es menor a 4°C/segundo o el cuarto enfriamiento se termina a una temperatura superior a 600 °C/segundo, se puede formar una gran cantidad de perlita, y finalmente se puede obtener 1% o más, en unidades de % de área, de martensita. Cuando la velocidad promedio de enfriamiento es superior a 300 °C/segundo o el cuarto enfriamiento se termina a una temperatura inferior a 200°C, la fracción de área de la martensita puede ser mayor al 70%. Al reducir la velocidad promedio de enfriamiento dentro del rango descrito anteriormente de la velocidad promedio de enfriamiento, la fracción de área de la bainita puede ser aumentada. Por otro lado, al aumentar la velocidad promedio de enfriamiento dentro del rango descrito anteriormente de la velocidad promedio de enfriamiento, la fracción de área de la martensita puede ser aumentada. Además, el tamaño de grano de la bainita también se refina .
Proceso de Tratamiento de Sobre-envejecimiento En el tratamiento de sobre-envejecimiento, cuando la temperatura de sobre-envejecimiento se define como T2 en unidades de °C, y el tiempo de mantenimiento del sobre-envejecimiento dependiente de la temperatura de sobre-envejecimiento T2 se define como t2 en unidades de segundos, las láminas de acero, después del cuarto proceso de enfriamiento se mantienen modo tal que la temperatura de sobre-envejecimiento T2 esté dentro de un rango de temperatura de 200°C a 600°C y el tiempo de mantenimiento del sobre-envejecimiento, t2, satisface la siguiente Expresión 9. Como resultado de la investigación .detallada por los inventores, se ha descubierto que el balance entre la resistencia y la ductilidad (deformabilidad) de las láminas de acero, laminadas en caliente, obtenidas finalmente, se mejora cuando se satisface la siguiente Expresión 9. La razón parece relacionarse con la velocidad de la transformación bainitica. Además, cuando se satisface la Expresión 9, la fracción de área de la martensita puede ser controlada preferiblemente a 1% a 70%. Además, la Expresión 9 es un logaritmo común de base 10.
Log (t2)<0.0002x(T2-425)2+1.18... (Expresión 9) De acuerdo con las propiedades requeridas para las láminas de acero, laminadas en frió, las fracciones de área de la ferrita y la bainita las cuales son las fases primarias pueden ser controladas, y la fracción de área de la martensita, la cual es la fase secundaria, puede ser controlada. Como se describe anteriormente, la ferrita puede ser controlada principalmente en el tercer proceso de enfriamiento, y la bainita y la martensita pueden ser controlada principalmente en el cuarto proceso de enfriamiento y en el proceso de tratamiento de sobre-envejecimiento. Además, los tamaños de grano o las morfologías de la ferrita y la bainita, las cuales son las fases primarias, y de la martensita, la cual es la fase secundaria, dependen significativamente del tamaño de grano o de la morfología de la austenita durante el laminado en caliente. Además, los tamaños de grano o las morfologías también dependen de los procesos posteriores al proceso de laminado en frío. De acuerdo con esto, por ejemplo, el valor de TS/f xdis/dia, el cual es la relación de la fracción de área fM de la martensita, el tamaño promedio de la martensita, dia, la distancia promedio, dis, entre la martensita, y la resistencia a la tracción, TS, de las láminas de acero, puede ser satisfecha al controlar por multiplicación los procesos de producción descritos anteriormente.
Después del proceso de tratamiento por sobre-envejecimiento, cuando sea necesario, las láminas de acero pueden ser enrolladas. Como se describe anteriormente, pueden ser producidas las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la modalidad.
Ya que las láminas de acero, laminadas en frío, producidas como se describen anteriormente, tienen la estructura metalográfica la cual es uniforme, fina, y equiaxial, y tienen alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, deformabilidad local excelente, y valores de Lankford excelentes.
Cuando sea necesario, las láminas de acero después del proceso de tratamiento de sobre-envejecimiento, pueden ser sometidas a galvanización. Aun si se lleva a cabo la galvanización, la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local de las láminas de acero, laminadas en caliente, se mantienen de forma suficiente.
Además, cuando sea necesario, como un tratamiento de aleación, las láminas de acero, después de la galvanización, pueden ser sometidas a un tratamiento térmico en un rango de temperatura de 450°C a 600°C. La razón por la cual se lleva a cabo el tratamiento en el rango de temperatura de 450 °C a 600 °C es la siguiente. Cuando se lleva a cabo el tratamiento de aleación a una temperatura inferior a 450°C, la aleación puede ser insuficiente. Además, cuando el tratamiento de aleación se lleva a cabo a una temperatura superior a 600°C, la aleación puede ser excesiva, y la resistencia a la corrosión se deteriora.
Además, las láminas de acero, laminadas en caliente, pueden ser sometidas a un tratamiento superficial. Por ejemplo, los tratamientos superficiales tañes como el electrorrevestimiento, revestimiento por evaporación, tratamiento de aleación después del revestimiento, formación de película orgánica, laminado de películas, tratamiento con sales orgánicas y sales inorgánicas, o tratamiento sin cromaros, pueden ser aplicados a las láminas de acero, laminadas en frío. Aun si se lleva a cabo el tratamiento superficial, la deformabilidad uniforme y la deformabilidad local se mantienen de forma suficiente.
Además, cuando sea necesario, puede ser llevado a cabo un tratamiento de temporizado como un tratamiento de recalentamiento. Mediante el tratamiento, la martensita puede ser ablandada como la martensita endurecida. Como resultado, la diferencia de la dureza entre la ferrita y la bainita, las cuales son las fases primarias y la martensita la cual es la fase secundaria, se reduce, y al deformabilidad local, tal como la expansibilidad de los orificios o la plegabilidad, se mejoran. Los efectos del tratamiento de recalentamiento también pueden ser obtenidos por el calentamiento para el revestimiento por inmersión en caliente, o los similares.
EJEMPLOS A partir de aquí se describirán en detalle las características técnicas de los aspectos de la presente invención, con referencia a los siguientes ejemplos. Sin embargo, las condiciones en los ejemplos son condiciones ejemplificantes para confirmar la operatividad y los efectos de la presente invención, y por lo tanto, la presente invención no se limita a las condiciones ejemplificantes. La presente invención puede emplear varias condiciones, siempre y cuando las condiciones no se aparten del ámbito de la presente invención y puedan lograr el objetivo de la presente invención.
Se examinaron los aceros SI a S135, que incluyen las composiciones químicas (el resto consiste de Fe y las impurezas inevitables) mostradas en las Tablas 1 a 6, y los resultados se describen. Después, que las láminas se fundieron y se vaciaron, o después que las láminas se enfriaron una vez a la temperatura ambiente, los aceros se recalientan al rango de temperatura de 900°C a 1300°C. Después, se llevó a cabo el laminado en caliente, el laminado en frío y el control de la temperatura (enfriamiento, calentamiento y mantenimiento o los similares) bajo las condiciones de producción mostradas en las Tablas 7 a 16, y se obtuvieron láminas de acero, laminadas en frío, que tenían los espesores de 2 a 5 ram.
En las Tablas 17 a 26, se muestran las características tales como la estructura metalográfica , la textura, o las propiedades mecánicas. Además, en las Tablas, la densidad promedio de polos del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110> se muestra como DI y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> se muestra como D2. Además, las fracciones de área de la ferrita, la bainita, la martensita, la perlita y la austenita residual se muestran como F, B, f , P, y ? respectivamente. Además, el tamaño promedio de la martensita se muestra como dia, y la distancia promedio entre la martensita se muestra como dis. Además, en las Tablas, la relación de la desviación estándar de la dureza representa un valor que divide la desviación estándar de la dureza entre el promedio de la dureza con respecto a la fase que tiene la fracción de área más alta entre la ferrita y la bainita .
Como los parámetros de deformabilidad local, se usaron el porcentaje de expansión de los orificios ? y el radio de curvatura critico (d/RmC) por el doblado con forma de V a 90° del producto final. Se llevaron a cabo pruebas de doblado, mediante el doblado en la dirección C. Además, se llevaron a cabo respectivamente pruebas de tracción (mediciones de TS, u-EL y EL) , pruebas de doblado, y pruebas de expansión de los orificios con base en JIS Z 2241, JIS 2248 (pruebas de doblado a 90° del bloque en V) y Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T1001. Además, usando el EBSD descrito anteriormente, se midieron las densidades de polos mediante un intervalo de medición de 0.5 µp\ en la porción central del espesor, el cual estaba en el rango de 5/8 a 3/8 de la sección transversal del espesor (el vector normal de la misma correspondió a la dirección normal) , el cual estaba paralelo a la dirección del laminado en una posición de 1/4 de la dirección transversal. Además, se midieron los valores de r (valores de Lankford) de cada dirección, con base en JIS Z 2254 (2008) (ISO 10113 (2006)) . Además, los valores subrayados en las Tablas indican fuera del rango de la presente invención, y las columnas en blanco indican que intencionalmente no se agregaron inicialmente los elementos de la aleación.
Los Nos. de Producción Pl, a P30 y P112 a P124, son los ejemplos los cuales satisfacen las condiciones de la presente invención. En los ejemplos, ya que se cumplieron simultáneamente todas las condiciones de TS=440 (unidades: MPa) , ' TSxu-EL>7000 (unidades: MPa-%, TSx >30000 (unidades: MPa-%), y d/RmC=l (sin unidades), se puede decir que las láminas de acero, laminadas en caliente tienen alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, y deformabilidad local excelente.
Por otro lado, P31 a Pili son los ejemplos comparativos los cuales no satisfacen las condiciones de la presente invención. En los ejemplos comparativos, no se cumplió con al menos una de las condiciones TS=440 (unidades: MPa), TSxu-EL=7000 (unidades: MPa-%, ?3??>30000 (unidades: MPa-%), y d/RmC=l (sin unidades) .
TABLA 1 No. DE COMPOSICIÓN QUÍMICA/% en masa TABLA 2-1 TABLA 2-2 ABLA 3 TABLA 4-1 TABLA 4-2 TABLA 6-1 TABLA 6-2 TABLA 7-1 TABLA 7-2 TABLA 8-1 TABLA 8-2 TABLA 9-1 TABLA 10-1 LAMINADO EN EL RANGO DE1000°Ca1200°C LAMINADO EN EL RANGO DE T1+30°C a T1 +200T TABLA 10-2 TABLA 11-1 LAMINADO EN EL RANGO DE1000°Ca1200°C LAMINADO EN EL RANGO DE T1+30°C a T1 +200T TABLA 11-2 TABLA 12-1 TABLA 12-2 TABLA 13-1 TABLA 13-2 TABLA 14-1 - TABLA 15-1 - TABLA 16-2 TABLA 17-1 TEXTURA FRACCIÓN DE ÁREA DE LA ESTRUCTURA METALOGRÁFICA TABLA 17-2 TABLA 18-1 - TABLA 19-1 TABLA 19-2 TABLA 20-1 TEXTURA FRACCION DE ÁREA DE LA ESTRUCTURA METALOGRAFICA TABLA 20-2 TAMAÑO DE LA ESTRUCTURA METALOGRAFICA TABLA 21-1 TEXTURA FRACCION DE AREA DE LA ESTRUCTURA METALOGRAFICA TABLA 21-2 TAMAÑO DE LA ESTRUCTURA METALOGRÁFICA TABLA 22-3 TABLA 23-3 TABLA 24-1 TABLA 24-2 TABLA 24-3 TABLA 25-1 TABLA 25-2 TABLA 25-3 TABLA 26-1 TABLA 26-2 PROPIEDADES MECÁNICAS TABLA 26-3 APLICABILIDAD INDUSTRIAL De acuerdo con los aspectos anteriores de la presente invención, es posible obtener láminas de acero, laminadas en frió, las cuales tienen simultáneamente alta resistencia, deformabilidad uniforme excelente, deformabilidad local excelente y valores de Lankford excelentes. Por consiguiente, la presente invención tiene aplicabilidad industrial significativa .

Claims (24)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero, la cual es una lámina de acero, laminada en frío, la lámina de acero que comprende, como la composición química, en % de masa, C: 0.1% a 0.4%, Si: 0.001% a 2.5%, n: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, O: limitado a 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe y las impurezas inevitables, caracterizada porque: la densidad promedio de polos del grupo de orientaciones de {100}<011> a {223}<110>, la cual es la densidad de polos representada por el promedio aritmético de las densidades de polos de cada orientación cristalina {100}<011>, {116}<10>, {114}<110>, {112}<110>, y {223}<110>, es 1.0 a 5.0 y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es de 1.0 a 4.0 en la porción central del espesor, la cual es el rango de 5/8 a 3/8 con base en la superficie de la lámina de acero; el valor de Lankford rC en la dirección perpendicular a la dirección del laminado es de 0.70 a 1.50 y el valor de Lankford r30 en la dirección que forma un ángulo de 30° con la dirección del laminado es de 0.70 a 1.50; y la lámina de acero incluye, como la estructura metalográfica, granos múltiples, e incluye, en % de área, 30% a 99% en total de ferrita y bainita y 1% a 70% de martensita.
2. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada porque, comprende además, como la composición química, en % de masa, al menos un elemento seleccionado del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2% B: 0.0001% a 0.005%, Mg: 0.0001% a 0.01%, Metales de Tierras Raras: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0% Cr: 0.001% a 2.0%, V: 0.001% a 1.0%, Ni: 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Zr: 0.0001% a 0.2%, W: 0.001% a 1.0%, As: 0.0001% a 0.5%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Pb: 0.0001% a 0.2%, Y: 0.001% a 0.2%, y Hf: 0.001% a 0.2%,
3. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, el diámetro promedio volumétrico de los granos es de 5 pm a 30 µp?.
4. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, la densidad promedio de polos del grupo de orientaciones de {100}<911> a {223}<110> es de 1.0 a 4.0, y la densidad de polos de la orientación cristalina {332}<113> es de 1.0 a 3.0.
5. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, el valor de Lankford, rL, en la dirección del laminado es 0.70 a 1.50, y el valor de Lankford, r60, en la dirección que forma un ángulo de 60° con la dirección del laminado es 0.70 a 1.50.
6. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, cuando la fracción de área de la martensita se define como fM, en unidades de % de área, el tamaño promedio de la martensita se define como dia, en unidades de µp?, la distancia promedio entre la martensita se define como dis, en unidades de µp?, y la resistencia a la tracción de las láminas de acero se define como TS, en unidades de MPa, se satisface la siguiente Expresión 1 y la siguiente Expresión 2, dia=13 µp?... (Expresión 1) , TS/f xdis/dia>500... (Expresión 2) .
7. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, cuando la fracción de área de la martensita se define como fM, en unidades de % de área, el eje mayor de la martensita se define como La, y el eje menor de la martensita se define como Lb, la fracción de área de la martensita que satisface la siguiente Expresión 3 es de 50% a 100%, en comparación con la fracción de área fM de la martensita, La/Lb=5.0... (Expresión 3).
8. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, la lámina de acero incluye, como la estructura metalográfica, en % de área, 5% a 80% de bainita.
9. La lámina de acero, laminada en frió de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, la lámina de acero incluye martensita revenida en la martensita.
10. La lámina de acero, laminada en frió, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, la fracción de área de los granos gruesos que tienen un tamaño de granos mayor a 35 µp?, es de 0% a 10% entre los granos en la estructura metalográfica de la lámina de acero.
11. La lámina de acero, laminada en frió, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, cuando la dureza de la ferrita o la bainita, las cuales son las fases primarias, se mide en 100 puntos o más, de valor de dividir la desviación estándar de la dureza entre el promedio de la dureza es de 0.2 o menos.
12. La lámina de acero, laminada en frío, de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque, una capa galvanizada o una capa galvanizada y recocida, se dispone sobre la superficie de las láminas de acero.
13. Un método para producir láminas de acero, laminadas en frió, caracterizado porque, comprende: primero laminar en caliente un acero, en un rango de temperatura de 1000°C a 1200°C bajo condiciones tales que, se incluya al menos una pasada cuya reducción sea del 40% o más, para controlar el tamaño promedio de grano de la austenita en el acero a 200 µp? o menos, en donde, el acero incluye, como la composición química, en % de masa, C: 0.01% a 0.4%, Si: 0.001% a 2.5%, Mn: 0.001% a 4.0%, Al: 0.001% a 2.0%, P: limitado a 0.15% o menos, S: limitado a 0.03% o menos, N: limitado a 0.01% o menos, O: limitado a 0.01% o menos, y el resto que consiste de Fe y las impurezas inevitables; aplicar un segundo laminado en caliente las láminas de acero, bajo las condiciones tales que, cuando la temperatura calculada por medio de la siguiente Expresión 4 se define como TI, en unidades de °C, y la temperatura de transformación ferritica calculada por medio de la siguiente Expresión 5 se define como Ar3, en unidades de °C, se incluye una pasada de reducción extensa cuya reducción es del 30% o más, en un rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C es del 50% o más, la reducción acumulativa en el rango de temperatura de Ar3 a menos de T1+30°C se limita a 30% o menos, y la temperatura de terminación del laminado es Ar3 o superior; enfriar primero las láminas, bajo las condiciones tales que, cuando el tiempo de espera desde la terminación de la pasada final en la pasada de reducción extensa al inicio del enriamiento, se define como t, en unidades de segundos, el tiempo de espera t satisface la siguiente Expresión 6, la velocidad promedio de enfriamiento es de 50 °C/segundo o más rápida, el cambio de la temperatura de enfriamiento, el cual es la diferencia entre la temperatura del acero al inicio del enriamiento y la temperatura del acero al final del enfriamiento, es de 40°C a 140°C, y la temperatura del acero al final del enfriamiento es T1+100°C o inferior; en segundo lugar enfriar el acero a un rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600°C después de terminar el segundo laminado en caliente; enrollar el acero en el rango de temperatura desde la temperatura ambiente a 600 °C; decapar el acero; laminar en frió el acero, bajo una reducción de 30% a 70%; calentar y mantener el acero en un rango de temperatura de 750°C a 900°C durante 1 segundo a 1000 segundos; aplicar un tercer enfriamiento al acero, a un rango de temperatura de 580°C a 720°C bajo una velocidad promedio de enfriamiento de 1 °C/segundo a 12 °C/segundo; aplicar un cuarto enfriamiento al acero, a un rango de temperatura de 200°C a 600°C bajo una velocidad promedio de enfriamiento de 4°C/segundo a 300 °C/segundo; y mantener el acero como un tratamiento de sobre-envejecimiento, bajo las condiciones tales que, cuando la temperatura de sobre-envejecimiento se define como T2, en unidades de °C, y el tempo de mantenimiento de sobre- envejecimiento dependiente de la temperatura de sobre-envejecimiento, T2, se define como t2, en unidades de segundos, la temperatura de sobre-envejecimiento, T2, está dentro de un rango de temperatura de 200°C a 600°C y el tiempo de mantenimiento del sobre-envejecimiento, t2, satisface la siguiente Expresión 8, Tl=850+10x ( [C] + [N] ) [Mn] ... (Expresión 4) , aquí, [C] , [N], y [Mn] presentan los porcentajes en masa del C, N, y Mn respectivamente, Ar3=879.4-516. lx [C] -65.7 [Mn] +38.0 [ Si ] +27 .7x [P] ... (Expresión 5 ) , aquí, en la Expresión 5, [C] , [Mn], [Si] y [P] representa los porcentajes en masa de C, Mn, Si y P respectivamente, t=2.5xtl ... (Expresión 6), aquí, ti se representa por la siguiente Expresión 7, tl= 0.001x( (Tf-Tl)xPl/100)2-0.109x( (Tf-Tl ) xPl/100 ) +3.2 ... (Expresión 7 ) , aquí, Tf representa la temperatura del acero, en grados Celsius, al final de la pasada final, y Pl representa el porcentaje de reducción, de la reducción en la pasada final, log(t2) = 0.0002 x (T2-425)2 + 1.18... (Expresión 8).
14. El método para producir láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13, caracterizado porque, las láminas incluyen además, como la composición química, en % de masa, al menos un grupo seleccionado del grupo que consiste de Ti: 0.001% a 0.2%, Nb: 0.001% a 0.2%, B: 0.0001% a 0.01%, Mg: 0.0001% a 0.01%, Metales de Tierras Raras: 0.0001% a 0.1%, Ca: 0.0001% a 0.01%, Mo: 0.001% a 1.0%, Cr: 0.001% a 2.0% V: 0.001% a 1.0%, Ni : 0.001% a 2.0%, Cu: 0.001% a 2.0%, Zr: 0.0001% a 0.2%, W: 0.001% a 1.0%, As: 0.0001% a 0.5%, Co: 0.0001% a 1.0%, Sn: 0.0001% a 0.2%, Pb: 0.0001% a 0.2%, Y: 0.001% a 0.2%, y Hf: 0.001% a 0.2%, en donde, la temperatura calculada mediante la siguiente Expresión 9 se sustituye por la temperatura calculada por la Expresión 4 como TI, Tl=850+10x ( [C] + [N] ) x [Mn] +350x [Nb] +250x [Ti]+40x [B] +10x [Cr] + lOO [Mo] +100 [V] ... (Expresión 9) , aquí, [C], [N], [Mn], [Nb] , [Ti] , [B] , [Cr] , [Mo] , y [V] representan los porcentajes en masa del C, N, Mn, Nb, Ti, B, Cr, Mo, y V respectivamente.
15. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, el tiempo de espera t satisface la siguiente Expresión 10, 0< t <tl... (Expresión 10) .
16. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, el tiempo de espera t satisface la siguiente Expresión 11, tl< t = ti x 2.5. (Expresión 11) .
17. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, en el primer laminado en caliente, se llevan a cabo al menos dos veces laminados cuya reducción es del 40% o más, y el tamaño de grano promedio de la austenita se controla a 100 µ?t? o menos.
18. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, el segundo enfriamiento inicia dentro de un periodo de 3 segundo después de terminar el segundo laminado en caliente.
19. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, en el segundo laminado en caliente, el aumento de la temperatura de las láminas entre las pasadas es de 18 °C o menos.
20. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, el primer enfriamiento se lleva a cabo en un intervalo entre las estaciones de laminado.
21. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frío, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, la pasada final de los laminados en el rango de temperatura de T1+30°C a T1+200°C es la pasada de reducción extensa.
22. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, en el segundo enfriamiento, las láminas se enfrian bajo una velocidad promedio de enfriamiento de 10 °C/segundo a 300 °C/segundo.
23. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque, se lleva a cabo una galvanización después del tratamiento de sobre-envejecimiento.
24. El método para producir las láminas de acero, laminadas en frió, de acuerdo con la reivindicación 13 o 14, caracterizado porque: se lleva a cabo una galvanización después del tratamiento de sobre-envejecimiento; y se lleva a cabo un tratamiento térmico en un rango de temperatura de 450°C a 600°C después de la galvanización.
MX2013013621A 2011-05-25 2012-05-24 Láminas de acero laminadas en frío y proceso para la producción de las mismas. MX361690B (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011117432 2011-05-25
PCT/JP2012/063261 WO2012161241A1 (ja) 2011-05-25 2012-05-24 冷延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
MX2013013621A true MX2013013621A (es) 2014-01-08
MX361690B MX361690B (es) 2018-12-13

Family

ID=47217315

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
MX2013013064A MX339616B (es) 2011-05-25 2012-05-24 Laminas de acero laminadas en caliente y proceso para la produccion de las mismas.
MX2013013621A MX361690B (es) 2011-05-25 2012-05-24 Láminas de acero laminadas en frío y proceso para la producción de las mismas.

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
MX2013013064A MX339616B (es) 2011-05-25 2012-05-24 Laminas de acero laminadas en caliente y proceso para la produccion de las mismas.

Country Status (14)

Country Link
US (4) US9567658B2 (es)
EP (2) EP2716782B1 (es)
JP (2) JP5488764B2 (es)
KR (2) KR101632778B1 (es)
CN (2) CN103562428B (es)
BR (2) BR112013029839B1 (es)
CA (2) CA2837052C (es)
ES (2) ES2723285T3 (es)
MX (2) MX339616B (es)
PL (2) PL2716783T3 (es)
RU (2) RU2562574C2 (es)
TW (2) TWI470091B (es)
WO (2) WO2012161248A1 (es)
ZA (2) ZA201308836B (es)

Families Citing this family (99)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112013001864B1 (pt) * 2010-07-28 2019-07-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente, chapa de aço laminada a frio, chapa de aço galvanizada e método de produção das mesmas
EP2698440B1 (en) * 2011-04-13 2018-05-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-rolled steel sheet with excellent local deformability, and manufacturing method therefor
BR112013026849B1 (pt) * 2011-04-21 2019-03-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo e método para produção da mesma
PL2716783T3 (pl) 2011-05-25 2019-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania
US10174392B2 (en) * 2011-07-06 2019-01-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing cold-rolled steel sheet
CN103060715B (zh) * 2013-01-22 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有低屈服比的超高强韧钢板及其制造方法
CN103060690A (zh) 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
JP6244844B2 (ja) * 2013-11-15 2017-12-13 新日鐵住金株式会社 高張力熱延鋼板
KR101536478B1 (ko) * 2013-12-25 2015-07-13 주식회사 포스코 저온 인성 및 ｓｓｃｃ 저항성이 우수한 고압용기용 강재, 이의 제조방법 및 딥 드로잉 제품의 제조방법
JP6241274B2 (ja) * 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
CN103882328A (zh) * 2014-02-25 2014-06-25 南通东方科技有限公司 低合金高强度高韧性材料
JP5908936B2 (ja) * 2014-03-26 2016-04-26 新日鐵住金ステンレス株式会社 フランジ用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法およびフランジ部品
JP6191769B2 (ja) 2014-05-28 2017-09-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN105200441A (zh) * 2014-05-30 2015-12-30 宝山钢铁股份有限公司 带氧化物层的热镀产品、其制造方法及其应用
CN106536075B (zh) * 2014-07-10 2019-01-01 新日铁住金株式会社 热轧工序的钢板冷却水的阻水装置和阻水方法
WO2016005780A1 (fr) 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
CN104195467A (zh) * 2014-07-29 2014-12-10 锐展(铜陵)科技有限公司 一种稀土元素汽车支架钢材料及其制造工艺
CN105483549B (zh) * 2014-09-19 2017-07-21 鞍钢股份有限公司 一种宽薄规格汽车用高强度冷轧钢板及生产方法
CN105506494B (zh) * 2014-09-26 2017-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法
JP6831617B2 (ja) * 2014-11-05 2021-02-17 日本製鉄株式会社 耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
CN104404391A (zh) * 2014-11-05 2015-03-11 无锡阳工机械制造有限公司 一种汽轮机转子用合金的制备方法
CN104404393A (zh) * 2014-11-05 2015-03-11 无锡阳工机械制造有限公司 一种汽轮机转子用合金的制备方法
CN104313485A (zh) * 2014-11-08 2015-01-28 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种预应力钢绞线用耐腐蚀合金材料及其处理工艺
CN104404429A (zh) * 2014-11-08 2015-03-11 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种含有稀土元素涂层的钢绞线用线材及其生产方法
KR101630975B1 (ko) * 2014-12-05 2016-06-16 주식회사 포스코 구멍 확장성이 우수한 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101715581B1 (ko) * 2014-12-18 2017-03-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재, 이 강재를 사용한 선박의 밸러스트 탱크 및 선창, 및 이 밸러스트 탱크 또는 선창을 구비하는 선박
KR101657847B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101657845B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
EP3260565B1 (en) 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
ES2763574T3 (es) * 2015-02-20 2020-05-29 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN107429369B (zh) 2015-02-24 2019-04-05 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135896A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN104711478A (zh) * 2015-03-20 2015-06-17 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种高强度高韧性货架立柱用钢及其生产工艺
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP6610389B2 (ja) * 2015-04-01 2019-11-27 日本製鉄株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN104815891A (zh) * 2015-05-07 2015-08-05 唐满宾 汽车顶棚加强筋的加工方法
CN104815890A (zh) * 2015-05-07 2015-08-05 唐满宾 汽车前门板加强筋的加工方法
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
TWI554618B (zh) * 2015-07-31 2016-10-21 新日鐵住金股份有限公司 高強度熱軋鋼板
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
KR101940968B1 (ko) * 2015-12-11 2019-01-21 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 성형품의 제조 방법, 및 성형품
WO2017111233A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 (주)포스코 고강도강 및 그 제조방법
KR101751530B1 (ko) * 2015-12-28 2017-06-27 주식회사 포스코 공구용 강판 및 그 제조방법
CN105568140B (zh) * 2016-03-02 2017-10-17 江苏九龙汽车制造有限公司 一种扭力梁制备方法
KR20170119876A (ko) * 2016-04-20 2017-10-30 현대제철 주식회사 냉연 강판 및 이의 제조방법
CN105821301A (zh) * 2016-04-21 2016-08-03 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种800MPa级热轧高强度扩孔钢及其生产方法
CN105970085A (zh) * 2016-06-21 2016-09-28 泉州市惠安闽投商贸有限公司 一种海洋钻井平台切屑处理系统用合金材料及其制备方法
CN105886905A (zh) * 2016-06-21 2016-08-24 泉州市惠安闽投商贸有限公司 一种海洋钻井平台压缩空气系统用合金材料及其制作方法
CN106048385A (zh) * 2016-06-28 2016-10-26 浙江工贸职业技术学院 一种海洋钻井平台井口控制系统用合金材料的制备方法
JP6358406B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
BR112019001331B8 (pt) * 2016-08-05 2023-10-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de aço
WO2018026014A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
UA124357C2 (uk) * 2016-12-22 2021-09-01 Арселорміттал Холоднокатана і термооброблена листова сталь, спосіб її виробництва і застосування такої сталі для виробництва деталей транспортних засобів
US11208704B2 (en) 2017-01-06 2021-12-28 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
CN110268083B (zh) * 2017-02-10 2021-05-28 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
JP6264515B1 (ja) 2017-03-31 2018-01-24 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板
TWI613298B (zh) * 2017-03-31 2018-02-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板
CN110506134A (zh) 2017-03-31 2019-11-26 日本制铁株式会社 热轧钢板
TWI614350B (zh) * 2017-03-31 2018-02-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板
CN107354398A (zh) * 2017-05-27 2017-11-17 内蒙古包钢钢联股份有限公司 穿管用热轧圆钢及其生产方法
CN108977726B (zh) * 2017-05-31 2020-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法
KR101998952B1 (ko) * 2017-07-06 2019-07-11 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
KR101949027B1 (ko) * 2017-07-07 2019-02-18 주식회사 포스코 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
RU2656323C1 (ru) * 2017-08-30 2018-06-04 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Маломагнитная сталь и изделие, выполненное из нее
RU2650351C1 (ru) * 2017-09-18 2018-04-11 Юлия Алексеевна Щепочкина Жаростойкая сталь
CN107381337A (zh) * 2017-09-22 2017-11-24 张家港沙工科技服务有限公司 一种起重机用吊钩
RU2653384C1 (ru) * 2017-10-04 2018-05-08 Юлия Алексеевна Щепочкина Штамповая сталь
JP6569840B1 (ja) * 2017-10-31 2019-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN107858594A (zh) * 2017-11-27 2018-03-30 谢彬彬 一种高碳低硅高强度合金钢及其制备方法
KR102011250B1 (ko) * 2017-12-14 2019-08-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강재
WO2019122965A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019122960A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
CN108248150A (zh) * 2018-01-30 2018-07-06 宝鸡文理学院 一种耐腐蚀复合金属材料
KR102116757B1 (ko) * 2018-08-30 2020-05-29 주식회사 포스코 배기계용 냉연강판 및 그 제조방법
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
EP3828298B1 (en) * 2018-10-18 2024-07-10 JFE Steel Corporation High yield ratio, high strength electro-galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof
MX2021006059A (es) * 2018-11-28 2021-07-06 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
MX2021006106A (es) * 2018-11-28 2021-07-07 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
CN109517959A (zh) * 2018-12-17 2019-03-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法
MX2021008992A (es) * 2019-03-26 2021-09-10 Nippon Steel Corp Lamina de acero, metodo para fabricar la misma y lamina de acero enchapada.
WO2020203159A1 (ja) 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7168088B2 (ja) * 2019-07-10 2022-11-09 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
CN110284064B (zh) * 2019-07-18 2021-08-31 西华大学 一种高强度含硼钢及其制备方法
US20220389554A1 (en) * 2019-10-01 2022-12-08 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
KR102312327B1 (ko) * 2019-12-20 2021-10-14 주식회사 포스코 고강도 강섬유용 선재, 고강도 강섬유 및 이들의 제조 방법
US20230287530A1 (en) * 2020-04-17 2023-09-14 Nippon Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet
CN114729433B (zh) * 2020-04-20 2023-07-04 日铁不锈钢株式会社 奥氏体系不锈钢以及弹簧
US20210395851A1 (en) * 2020-06-17 2021-12-23 Axalta Coating Systems Ip Co., Llc Coated grain oriented electrical steel plates, and methods of producing the same
CN113829697B (zh) * 2020-06-24 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法
CN115917030B (zh) * 2020-09-30 2024-05-31 日本制铁株式会社 高强度钢板
CN112371750B (zh) * 2020-11-13 2022-07-29 江苏沙钢集团有限公司 一种低碳钢退火板宽度精度的控制方法
WO2023135550A1 (en) 2022-01-13 2023-07-20 Tata Steel Limited Cold rolled low carbon microalloyed steel and method of manufacturing thereof
CN115558863B (zh) * 2022-10-19 2023-04-07 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种屈服强度≥750MPa的低屈强比海工钢及其生产工艺
KR20240080209A (ko) * 2022-11-28 2024-06-07 주식회사 포스코 다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
CN116497274A (zh) * 2023-04-19 2023-07-28 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种低成本易轧制600MPa级热轧双相钢及制备方法

Family Cites Families (64)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
US4898583A (en) 1988-05-18 1990-02-06 Baxter Healthcare Corporation Implantable patient-activated fluid delivery device and outlet valve therefor
JPH032942A (ja) 1989-05-30 1991-01-09 Fujitsu Ltd 画像メモリのアドレッシング回路
JP3211969B2 (ja) 1991-06-27 2001-09-25 ソニー株式会社 表示装置
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JPH0949026A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法
JP3539548B2 (ja) 1999-09-20 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工用高張力熱延鋼板の製造方法
WO2001062998A1 (fr) 2000-02-28 2001-08-30 Nippon Steel Corporation Tube d'acier facile a former et procede de production de ce dernier
JP3846206B2 (ja) 2000-02-29 2006-11-15 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
DE60125253T2 (de) 2000-02-29 2007-04-05 Jfe Steel Corp. Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften
KR100441414B1 (ko) 2000-04-21 2004-07-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법
CA2381405C (en) 2000-06-07 2008-01-08 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
JP3990553B2 (ja) 2000-08-03 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高伸びフランジ性鋼板およびその製造方法
US6962631B2 (en) 2000-09-21 2005-11-08 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
JP3814134B2 (ja) 2000-09-21 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 加工時の形状凍結性と衝撃エネルギー吸収能に優れた高加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
AUPR047900A0 (en) * 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
JP3927384B2 (ja) 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
ES2297047T5 (es) 2001-10-04 2013-02-20 Nippon Steel Corporation Chapa delgada de acero, de alta resistencia, que se puede embutir y es excelente en la propiedad de fijación de las formas, y método para su producción
JP2003113440A (ja) 2001-10-04 2003-04-18 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れる絞り可能な高強度薄鋼板およびその製造方法
FR2836930B1 (fr) * 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP3821036B2 (ja) 2002-04-01 2006-09-13 住友金属工業株式会社 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP3901039B2 (ja) 2002-06-28 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4160840B2 (ja) * 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4160839B2 (ja) 2003-02-19 2008-10-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた異方性の小さな高加工性高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4325223B2 (ja) 2003-03-04 2009-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4649868B2 (ja) 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
TWI248977B (en) 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
US7981224B2 (en) 2003-12-18 2011-07-19 Nippon Steel Corporation Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
JP4384523B2 (ja) 2004-03-09 2009-12-16 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に極めて優れた低降伏比型高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4692015B2 (ja) 2004-03-30 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4464748B2 (ja) * 2004-07-06 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法
CN100526493C (zh) 2004-07-27 2009-08-12 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板、使用了它的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、和高杨氏模量钢管以及它们的制造方法
ES2523760T3 (es) 2004-07-27 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero que tiene un alto módulo de Young, chapa de acero galvanizada con zinc por inmersión en caliente usando la misma, chapa de acero galvanizada con zinc por inmersión en caliente y aleada, tubo de acero que tiene un alto módulo de Young, y método para la fabricación de los mismos
JP4555693B2 (ja) 2005-01-17 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN102242306B (zh) 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
JP5058508B2 (ja) * 2005-11-01 2012-10-24 新日本製鐵株式会社 低降伏比型高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法
JP4714574B2 (ja) 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP2007291514A (ja) 2006-03-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP4109703B2 (ja) 2006-03-31 2008-07-02 株式会社神戸製鋼所 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板
KR20110121727A (ko) 2006-03-31 2011-11-08 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 화성 처리성이 우수한 고강도 냉연 강판
JP5228447B2 (ja) * 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5092433B2 (ja) 2007-02-02 2012-12-05 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
KR101142620B1 (ko) 2007-03-27 2012-05-03 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 박리의 발생이 없어 표면 성상 및 버링성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5214905B2 (ja) 2007-04-17 2013-06-19 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5053157B2 (ja) 2007-07-04 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP5088021B2 (ja) * 2007-07-05 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 高剛性高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5157375B2 (ja) * 2007-11-08 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 剛性、深絞り性及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5217395B2 (ja) 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) * 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5320798B2 (ja) 2008-04-10 2013-10-23 新日鐵住金株式会社 時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板とその製造方法
AU2009234667B2 (en) 2008-04-10 2012-03-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
JP5068689B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
JP5245647B2 (ja) * 2008-08-27 2013-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と磁気特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101456772B1 (ko) 2010-05-27 2014-10-31 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판 및 그 제조 방법
BR112013001864B1 (pt) * 2010-07-28 2019-07-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a quente, chapa de aço laminada a frio, chapa de aço galvanizada e método de produção das mesmas
BR112013022394A2 (pt) 2011-03-04 2016-12-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço laminada a quente e método de produção da mesma
MX338912B (es) 2011-03-28 2016-05-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en caliente y metodo de produccion para la misma.
BR112013026849B1 (pt) 2011-04-21 2019-03-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço laminada a frio de alta resistência tendo excelentes alongamento uniforme e capacidade de expansão de furo e método para produção da mesma
PL2716783T3 (pl) 2011-05-25 2019-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania

Also Published As

Publication number Publication date
CA2837052A1 (en) 2012-11-29
WO2012161248A1 (ja) 2012-11-29
TW201303039A (zh) 2013-01-16
CA2837052C (en) 2015-09-15
EP2716782B1 (en) 2018-11-14
CN103562428A (zh) 2014-02-05
BR112013029839B1 (pt) 2019-06-25
KR101634776B1 (ko) 2016-06-30
TW201303038A (zh) 2013-01-16
KR20130140205A (ko) 2013-12-23
US9567658B2 (en) 2017-02-14
CN103562428B (zh) 2015-11-25
ZA201308837B (en) 2014-08-27
US20170183756A1 (en) 2017-06-29
EP2716782A4 (en) 2015-06-24
BR112013029766A2 (pt) 2017-01-17
BR112013029766B1 (pt) 2019-06-18
RU2562574C2 (ru) 2015-09-10
ES2723285T3 (es) 2019-08-23
TWI470092B (zh) 2015-01-21
TWI470091B (zh) 2015-01-21
EP2716783A1 (en) 2014-04-09
EP2716783B1 (en) 2018-08-15
US9631265B2 (en) 2017-04-25
CA2837049C (en) 2015-11-10
MX2013013064A (es) 2013-12-06
US10266928B2 (en) 2019-04-23
KR101632778B1 (ko) 2016-06-22
CN103562427B (zh) 2016-10-12
MX361690B (es) 2018-12-13
CN103562427A (zh) 2014-02-05
US20170191140A1 (en) 2017-07-06
BR112013029839A2 (pt) 2016-12-06
US20140110022A1 (en) 2014-04-24
CA2837049A1 (en) 2012-11-29
MX339616B (es) 2016-06-02
JPWO2012161248A1 (ja) 2014-07-31
JP5488763B2 (ja) 2014-05-14
KR20130140207A (ko) 2013-12-23
JPWO2012161241A1 (ja) 2014-07-31
US10167539B2 (en) 2019-01-01
RU2013151463A (ru) 2015-06-27
EP2716783A4 (en) 2014-12-24
RU2552808C1 (ru) 2015-06-10
US20140087208A1 (en) 2014-03-27
EP2716782A1 (en) 2014-04-09
PL2716783T3 (pl) 2019-01-31
JP5488764B2 (ja) 2014-05-14
PL2716782T3 (pl) 2019-04-30
ES2690050T3 (es) 2018-11-19
WO2012161241A1 (ja) 2012-11-29
ZA201308836B (en) 2014-07-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
MX2013013621A (es) Laminas de acero laminadas en frio y proceso para la produccion de las mismas.
JP5621942B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
EP2692895B1 (en) Cold-rolled steel sheet and production method thereof
KR101660607B1 (ko) 냉연 강판 및 냉연 강판의 제조 방법
EP3221476A1 (en) Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
MX2013010066A (es) Laminas de acero, laminadas en caliente y metodo para producir las mismas.
MX2014003797A (es) Lamina de acero de alta resistencia, galvanizadas por inmersion en caliente y proceso para producir las mismas.
JP6421903B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
MX2014009816A (es) Lamina de acero, lamina de acero chapada, y metodo para producir la misma.
MX2014000117A (es) Chapa de acero laminada en frio.
JP6841383B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR102485637B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
US20220205058A1 (en) A high strength steel product and a process to produce a high strength steel product
KR102590522B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6690804B1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPWO2020145259A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP6536328B2 (ja) 疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP6032173B2 (ja) 引張最大強度９８０ＭＰａを有する耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6326837B2 (ja) 冷延鋼板
JP6314511B2 (ja) 冷延鋼板
JP5644704B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
FG Grant or registration