MX2014000125A

MX2014000125A - Metodo para producir hoja de acero laminada en frio.

Info

Publication number: MX2014000125A
Application number: MX2014000125A
Authority: MX
Inventors: Hagajun; Takuya Nishio; Masayuki Wakita; Yasuaki Tanaka; Norio Iami; Toshiro Tomida; Mitsuru-Yoshida; Kengo Hata
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-07-06
Filing date: 2012-07-02
Publication date: 2014-07-09
Also published as: BR112014000086A2; CA2841056C; ZA201400360B; EP2730666A4; KR20140033226A; RU2014104098A; KR101591611B1; CA2841056A1; US20140238557A1; ES2686567T3; EP2730666A1; US10174392B2; EP2730666B1; RU2563397C2; WO2013005714A1; MX363038B; CN103797135B; PL2730666T3; CN103797135A

Abstract

Se describe un método para producir láminas de acero de alta resistencia, laminadas en frío, que tienen mejores propiedades de laminado, de endurecimiento por deformación y de rebordeado por estiramiento. Incluye someter una plancha con una estructura química que contiene por % en masa, 0.020-0.30% exclusiva de C, 0.10% y no más de 3.00% de Si y más de 1.00% y no más de 3.50% de Mn a rolado o laminado en caliente en una reducción por rolado en el último pase de por lo menos 15% y completar el laminado en una región de temperatura que es al menos el punto Ar3 después de la terminación del laminado, enfriar dentro de un período de 0.4 segundos a una región de temperatura a o por debajo de 780°C; laminar en una región de temperatura superior a 400°C o laminar a una temperatura inferior a 400°C y luego realizar recocido del laminado en caliente a por lo menos 300°C; laminar en frío la hoja de acero laminada en caliente o la hoja de acero recocida laminada en caliente obtenidas; mantener en una región de temperatura que es al menos el punto Ac3 menos 40°C; enfriar a una región de temperatura que es de 300-500°C inclusive; y luego recocer manteniendo en tal región de temperatura durante al menos 30 segundos.

Description

MÉTODO PARA PRODUCIR HOJA DE ACERO LAMINADA EN FRÍO Campo Técnico La presente invención se refiere a un método para producir una hoja de acero laminada en frío. Más particularmente, se refiere a un método para producir una hoja de acero laminada en frió, que se utiliza en diversas formas elaborada por formación a presión o procesos semejantes, en especial una hoja de acero laminada en frió de alta tracción que es excelente en ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado.

Técnica Previa En estos días, cuando el campo de tecnología industrial está altamente fraccionalizado, un material empleado en cada campo de tecnología se ha requerido para suministrar alto desempeño y especial. Por ejemplo, para acero laminado en frío que se forma con presión y puesto en uso, la capacidad de formación de mayor excelencia se ha requerido con la diversificación de las formas de prensas. Además, ya que se ha requerido alta resistencia, se ha estudiado, el uso de acero laminado en frío de alta-resistencia a la tracción. En particular, referente a un acero laminar automotriz, para reducir el peso corporal del vehículo y de esta manera mejorar la economía de combustible desde la perspectiva de ambientes globales, se ha incrementado notablemente una demanda por una hoja de acero laminado en frío de alta-resistencia a la tracción que tenga alta capacidad de formación de pared delgada. Al formar con prensa, a medida que es más pequeño el espesor de la hoja de acero empleada, son susceptibles de ocurrir grietas y arrugas. Por lo tanto, se requiere una hoja de acero con adicional excelencia en ductilidad y propiedad de formación de brida con estirado. Sin embargo, la capacidad de formación con prensa y el alto reforzamiento de la hoja de acero son características contrarias entre sí, y por lo tanto es difícil satisfacer estas características al mismo tiempo.

Como un método para mejorar la capacidad de formación con prensa de una hoja de acero laminada en frío de alta-resistencia a la tracción, se han propuesto muchas técnicas referentes a refinamiento de grano de micro-estructura. Por ejemplo, el Documento de Patente 1 describe un método para producir una hoja de acero de laminación en caliente de alta-resistencia, de grano muy fino, que está sujeta a laminado a un estirado total de 80% o superior en una región de temperatura en la vecindad del punto Ar3 en el proceso de laminación en caliente. El Documento de Patente 2 describe un método para producir un acero ferrítico ultrafino que se somete a laminado continuo a un estirado de 40% o superior en el proceso de laminado en caliente.

Con estas técnicas, el balance entre resistencia y ductilidad de la hoja de acero laminado en frió se mejora. Sin embargo, los Documentos de Patente anteriormente descritos no todos describen un método para producir una hoja de acero laminado en frió de grano fino para mejorar la capacidad de formación con prensa. De acuerdo con el estudio realizado por los presentes inventores, si se realizan laminado en frió y recocido, la hoja de acero de laminado en caliente de grano fino que se obtiene por laminado de alta reducción que es un metal base, los granos de cristal son susceptibles a engrosarse, y es difícil obtener una hoja de acero laminado en frío que sea excelente en capacidad de formación con prensa. En particular, en la fabricación de una hoja de acero laminado en frío con estructura compuesta que contiene una fase de producción de transformación de baja temperatura o austenita retenida en la estructura metálica, que debe ser recocida en el intervalo de alta temperatura del punto Aci o superior, el engrosamiento de los granos de cristal al tiempo de recocido es notable, y la ventaja de la hoja de acero laminado en frío de estructura compuesta que la ductilidad es excelente no puede ser disfrutada.

El Documento de Patente 3 describe un método para producir una hoja de acero laminado en caliente que tiene granos ultrafinos, en este método, la reducción de laminación en la región de recristalización dinámica se realiza con un paso de reducción de laminado de cinco o más soportes. Sin embargo, la reducción de la temperatura al tiempo de laminado en caliente debe disminuirse extremadamente, y es difícil llevar a cabo este método en un equipo de laminación en caliente general. También, aunque el Documento de Patente 3 describe un ejemplo en el que se realizan laminado en frío y recocido después de laminado en caliente, el balance entre la resistencia a la tracción y la capacidad de expansión de orificio es deficiente y la capacidad de formación con prensa es insuficiente .

Referente a la hoja de acero laminado en frío que tiene una estructura, el Documento de Patente 4 describe una hoja de acero laminada en frío de alta resistencia automotriz, excelente en seguridad de colisiones y capacidad de formación, en donde la austenita retenida que tiene un tamaño de granos de cristal promedio de 5 jjm o más pequeño, se dispersa en ferrita que tiene un tamaño de granos de cristal promedio de 10 µp? o más pequeño. La hoja de acero que contiene austenita retenida en la estructura metálica exhibe una gran elongación debido a la plasticidad inducida por transformación (TRIP = transíormation induced plasticity) producida por la martensitización de austenita durante trabajo; sin embargo, la capacidad de expansión de orificio se deteriora por la formación de martensita dura. Para la hoja de acero laminada en frió descrita en el Documento de Patente 4, se supone que la ductilidad y capacidad de expansión de orificio se mejoran al hacer ferrita y austenita retenida fina. Sin embargo, la proporción de expansión de orificio es cuando más 1.5, y es difícil decir que se proporciona suficiente capacidad de formación con prensa. También, para mejorar el índice de endurecimiento por trabajo y mejorar la seguridad de colisión, es necesario hacer la fase principal de una fase ferrita suave, y es difícil obtener una alta resistencia a la tracción.

El Documento de Patente 5 describe una hoja de acero de alta-resistencia excelente en elongación y capacidad de formación de brida con estirado, en donde la fase secundaria que consiste de austenita retenida y/o martensita se dispersa finamente dentro de los granos de cristal. Sin embargo, para hacer fina la fase secundaria a un tamaño nano y dispersarla dentro de los granos de cristal, es necesario contener elementos costosos tales como Cu y Ni en grandes cantidades y realizar tratamiento de solución a alta temperatura por un largo periodo de tiempo, de manera tal que el aumento en costo de producción y la disminución en productividad sean notables .

El Documento de Patente 6 describe una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta-resistencia a la tracción, excelente en ductilidad, capacidad de formación de brida con estirado y propiedad de resistencia a la fatiga, en donde la austenita retenida y la fase de producción de transformación a baja temperatura se dispersan en ferrita que tiene un tamaño de granos de cristal promedio de 10 µp? o menor y en martensita templada. La martensita templada es una fase que es efectiva para mejorar la propiedad de formación de brida con estirado y la propiedad de resistencia a fatiga, y se supone que si el refinamiento de grano de la martensita templada se realiza, estas propiedades se mejoran adicionalmente . Sin embargo, para obtener una estructura metálica que contiene martensita templada y austenita retenida, recocido primario para formar martensita y recocido secundario para templar martensita y además para obtener austenita retenida son necesarios, de manera tal que se deteriora significativamente la productividad.

El Documento de Patente 7 describe un método para producir una hoja de acero laminado en frío en donde la austenita retenida se dispersa en ferrita fina, en este método, la hoja de acero se enfria rápidamente a una temperatura de 720 grados C o inferior inmediatamente después de ser laminada en frió, y se mantiene en un intervalo de temperatura de 600 a 720 grados C por 2 segundos o más, y la hoja de acero laminada en caliente obtenida se somete a laminación en frió y recocido.

Lista de Citas Documentos de Patentes Documento de Patente 1 JP 58-123823 Al Documento de Patente 2 JP 59-229413 Al Documento de Patente 3 JP 11-152544 Al Documento de Patente 4 JP 11-61326 Al Documento de Patente 5 JP 2005-179703 Al Documento de Patente 6 JP 2001-192768 Al Documento de Patente 7 WO2007/15541 Al COMPENDIO DE LA INVENCIÓN La técnica anteriormente descrita ilustrada en el Documento de Patente 7, es excelente porque una hoja de acero laminada en frío en donde se forma una estructura de grano fino y la trabaj abilidad y estabilidad térmica se mejoran, puede obtenerse por un proceso en el que después de laminado en caliente se ha terminado, la tensión de trabajo acumulada en la austenita no se libera, y se logra la transformación de ferrita con el esfuerzo de trabajo que se utiliza como una fuerza impulsora.

Sin embargo, debido a necesidades para superior desempeño en los últimos años, se ha requerido al mismo tiempo una hoja de acero laminada en frió proporcionada con alta resistencia, buena ductilidad, excelente templabilidad o endurecibilidad de trabajo, y excelente capacidad de formación de brida con estirado.

La presente invención se ha realizado para satisfacer esta demanda. Específicamente, un objetivo de la presente invención es proporcionar un método para producir una hoja de acero laminada en frío de alta tracción que tiene excelente ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo, y propiedad de formación de brida con estirado, en donde la resistencia a la tracción es 780 MPa o superior.

Los presentes inventores realizaron investigaciones detalladas de la influencia de composición química y condiciones de fabricación ejercidas en las propiedades mecánicas de una hoja de acero laminada en frío de alta tracción. En esta descripción, el símbolo "%" indica que el contenido de cada elemento en la composición química del acero significa por ciento en masa.

Una serie de aceros muestra tiene una composición química que consiste en por ciento en masa de C: más de 0.020% y menos de 0.30%, Si: más de 0.10% y 3.00% o menos, n: más de 1.00% y 3.50% o menos, P: 0.10% o menos, S: 0.010% o menos, Al en sol.: 2.00% o menos, y N: 0.010% o menos.

Una placa que tiene la composición química anteriormente descrita se calentó a 1200°C, y posteriormente se laminó en caliente para tener un espesor de 2.0 mm en diversos patrones de reducción de laminado en el intervalo de temperatura de punto Ar3 o superior. Después de ser laminadas en caliente, las hojas de acero se enfriaron a una región de temperatura de 780°C o menor en diversas condiciones de enfriamiento. Después de enfriar al aire por 5 a 10 segundos, las hojas de acero se enfriaron a diversas temperaturas a una velocidad de enfriamiento de 90°C/s o menor. Esta temperatura de enfriamiento se empleó como la temperatura de bobinado. Después de que las hojas de acero se cargaron en un horno de calentamiento eléctrico sostenido a la misma temperatura y se ha mantenido por 30 minutos, las hojas de acero fueron enfriadas en el horno a una velocidad de enfriamiento de 20°C/h, con lo que el enfriamiento gradual después de bobinado fue simulado. Algunas de las hojas de acero laminadas en caliente así obtenidas se calentaron a diversas temperaturas y posteriormente se enfriaron, con lo que se obtuvieron hojas de acero laminadas en caliente y templadas se sometieron a decapado y laminado en frío a un estirado de 50% para tener un espesor de 1.0 mm. Utilizando un simulador de templado continuo, las hojas de acero laminadas en frió obtenidas se calentaron a diversas temperaturas y mantuvieron por 95 segundos y posteriormente se enfriaron para obtener hojas de acero templadas .

De cada una de las hojas de acero laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en caliente y templadas, y hojas de acero templadas, un espécimen de prueba para observación de estructura se muestreó. Al utilizar un microscopio electrónico de exploración (SEM = Scanning Electron Microscope) equipado con un microscopio óptico y un analizador de patrón de difracción retrodispersion de electrones (EBSP = Electrón Backscatter Diffraction Pattern) , la estructura metálica se observa en una posición profunda por un cuarto del espesor desde la superficie de la hoja de acero y al utilizar un aparato de difractometria de rayos X (XRD = X-Ray Diffractometry) , la proporción en volumen de austenita retenida se midió en una posición de profundidad en un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero templada. También de la hoja de acero templada, se muestreó un espécimen de prueba de tracción sobre la dirección perpendicular a la dirección del laminado. Al utilizar este espécimen de prueba de tensión, se realizó una prueba de tensión con lo que se evaluó la ductilidad o elongación total, y la propiedad de endurecimiento de trabajo se evaluó por el índice de endurecimiento de trabajo (valor n) en el intervalo de esfuerzo de 5 a 10%. Además de la hoja de acero templada, se muestreó un espécimen de prueba de expansión de perforación cuadrado de 100-mm. Al utilizar este espécimen de prueba, se realizó una prueba de expansión de perforación con lo que se evaluó la propiedad de formación de brida con estirado. En la prueba de expansión de perforación, un orificio punzonado con diámetro de 10-mm se formó con una separación que es 12.5%, el orificio punzonado se expande al utilizar un punzón en forma de cono que tiene un ángulo de borde frontal de 60°, y la proporción de expansión (proporción de expansión de perforación) del orificio al tiempo cuando se generó una grieta que penetra el espesor de la hoja, se midió .

Como resultado de estas pruebas preliminares, se obtuvieron los hallazgos descritos en los siguientes ítems (A) a (I) .

(A) Si la hoja de acero laminada en caliente, que se produce a través de un proceso de enfriamiento rápido inmediato así denominado, en donde se realiza enfriamiento rápido por enfriamiento con agua inmediatamente después de laminado en caliente, específicamente la hoja de acero laminada en caliente se produce de manera tal que el acero se enfría rápidamente a la región de temperatura de 720 grados C o inferior dentro de 0.40 segundo después de completar el laminado en caliente, se lamina en frió y se templa, la ductilidad y propiedad de formación de brida con estirado de la hoja de acero templada se mejoran con el aumento en la temperatura de templado. Sin embargo, si la temperatura de templado es muy alta, los granos de austenita se engruesan, y la ductilidad y propiedad de formación de brida con estirado de la hoja de acero recocida pueden deteriorarse en forma abrupta.

(B) Al controlar las condiciones de laminado en caliente, cada uno de los granos tiene una estructura bcc y los granos cada uno tiene una estructura bct (a continuación estos granos también se denominan en general "granos bcc") en la hoja de acero laminada en caliente o la hoja de acero laminada en caliente y templada, que se obtiene al templar la hoja de acero laminada en caliente, (en la presente invención, la hoja de acero laminada en caliente sometida a templado se refiere como una "hoja de acero templada y laminada en caliente") se hace fina, que restringe el engrosamiento de granos de austenita, que puede ocurrir cuando se realiza templado a altas temperaturas después de laminado en frió. La razón para esto no es clara; sin embargo se supone que se atribuye el hecho de que ya que la frontera de grano de cristal de los granos bcc funcionan como un sitio de nucleación de austenita a cuenta de transformación del tiempo de templado después de laminado en frió, la frecuencia de nucleación se eleva por el refinamiento de granos bcc e incluso si la temperatura de templado es alta, se restringe el engrosamiento de los granos de austenita.

(C) Si se precipitan carburos de hierro finamente en la hoja de acero laminada en caliente o la hoja de acero laminada en caliente y templada, el engrosamiento de los granos de austenita que puede ocurrir cuando se realiza el templado a altas temperaturas después de laminado en frió se restringe. La razón para esto no es clara; sin embargo se supone atribuible al hecho de que (a) ya que los carburos de hierro funcionan como un sitio de nucleación en la transformación inversa a austenita durante templado después de laminado en frío, ya que los carburos de hierro precipitan más finamente, la frecuencia de nucleación se eleva, y se hacen finos los granos de austenita y (b) ya que los carburos de hierro sin disolver restringen el crecimiento de grano de austenita, los granos de austenita se hacen finos.

(D) Si el estirado de laminado final del laminado en caliente se incrementa, el engrosamiento de los granos de austenita que puede ocurrir cuando se realiza el templado a altas temperaturas después de laminado en frío se restringe. La razón para esto no es clara; sin embargo se supone que es atribuible al hecho de que (a) con el aumento en el estirado de laminado final, los granos bcc en la hoja de acero laminada en caliente o la hoja de acero laminada en caliente y templada se hace fina, y (b) con el aumento en el estirado del laminado final, los carburos de hierro se hacen finos, y la densidad numérica de los mismos se incrementa.

(E) En el proceso de bobinado, después de inmediato enfriamiento rápido, si la temperatura de bobinado se eleva a una temperatura que excede 400°C, el engrosamiento de los granos de austenita que puede ocurrir cuando se realiza templado a altas temperaturas después de laminado en frío se restringe. La razón para esto no es clara; sin embargo, se supone que es atribuible al hecho de que ya que los granos de la hoja de acero laminada en caliente se hacen finos por un inmediato enfriamiento rápido, con el aumento en la temperatura de bobinado, la cantidad de precipitación de carburos de hierro en la hoja de acero laminada en caliente aumenta notablemente.

(F) Incluso si la hoja de acero laminada en caliente producida con la temperatura de bobinado que se hace una baja temperatura menor a 400°C en el proceso de bobinado después de inmediato enfriamiento rápido, se somete a templado de la hoja laminada en caliente en donde la hoja de acero laminada en caliente se calienta a una región de temperatura de 300°C o superior, el engrosamiento de granos de austenita que puede ocurrir cuando se realiza el templado a altas temperaturas después de laminado en frió se restringe. La razón para esto no es clara; sin embargo se supone que es atribuible al hecho de que ya que la fase que produce transformación a baja temperatura en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente se hace fina por inmediato enfriamiento rápido, si la hoja de acero laminada en caliente es templada, carburos de hierro precipitan finamente dentro de la fase que produce transformación a baja temperatura.

(G) Conforme aumenta el contenido de Si en el acero, el efecto de evitar el engrosamiento de granos de austenita se vuelve más fuerte. La razón para esto no es clara; sin embargo se supone que es atribuible al hecho de que con el aumento en el contenido de Si, los carburos de hierro se hacen finos y su densidad numérica aumenta.

(H) Si la hoja de acero se somete a estabilización térmica a alta temperatura mientras que se restringe el engrosamiento de los granos de austenita y se enfría, se obtiene una estructura metálica en la que la fase principal es una fase que produce transformación a baja temperatura fina, la fase secundaria contiene austenita retenida fina y los granos de austenita gruesos son pocos .

La Figura 1 es una gráfica que muestra el resultado de investigación de distribución del tamaño de grano de austenita retenida en una hoja de acero templada que se obtiene por laminado en caliente bajo las condiciones de estirado de laminado final en 42% de disminución de espesor, la temperatura de acabado de laminado de 900°C, la temperatura de parada de enfriamiento rápido de 660°C, y el proceso de enfriamiento rápido inmediato de 0.16 segundo de terminar el laminado a parada de rápido enfriamiento, y laminado en frío con la temperatura de bobinado de 520°C, seguido por templado a una temperatura de estabilización térmica de 850°C. La Figura 2 es una gráfica que muestra el resultado de investigación de distribución de tamaño de grano de la austenita retenida en una hoja de acero templada que se obtiene por laminado en caliente de una placa que tiene la misma composición química al utilizar un método ordinario sin el proceso de enfriamiento rápido inmediato, y por laminado en frío y templado de la hoja de acero laminada en caliente. De la comparación de la Figura 1 y la Figura 2, puede verse que de la hoja de acero templada producida a través de un proceso de enfriamiento rápido inmediato adecuado (Figura 1), la formación de granos de austenita gruesos se restringe y se dispersa finamente la austenita retenida.

(I) La hoja de acero laminada en frío que tiene esta estructura metálica no exhibe sólo alta resistencia sino también excelente ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado.

De los resultados anteriormente descritos, se reveló que una hoja de acero laminada en caliente o una hoja de acero laminada en caliente y templada que tiene una estructura metálica fina, que se obtiene por laminado en caliente de un acero que contiene una cierta cantidad o más de Si con el estirado final que se incrementa, posteriormente someter la hoja de acero laminada en caliente enfriamiento rápido inmediato ya sea al enfriar la hoja de acero a alta temperatura o bobinar la hoja de acero a baja temperatura y después someter la hoja de acero a templado de la hoja laminada en caliente, se lamina en frío y la hoja de acero laminada en frío obtenida se templada a alta temperatura y por lo tanto se enfria, con lo que una hoja de acero laminado en frió excelente en ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo, y propiedad de formación de brida con estirado, que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura, la fase secundaria contiene la austenita retenida fina y granos de austenita gruesos son pocos, puede ser producida.

En un aspecto, la presente invención proporciona un método para producir una hoja de acero laminada en frió que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de producción con transformación a baja temperatura, y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizado porque el método tiene los siguientes procesos (A) y (B) (primer invención) : (A) una etapa de laminado en frió en donde una hoja de acero laminada en caliente que tiene una composición química que consiste en por ciento en masa de C: más de 0.020% y menos de 0.30%, Si: más de 0.10% y cuando más 3.00%, Mn: más de 1.00% y cuando más 3.50%, P: al menos 0.10%, S: cuando más 0.010%, Al en sol.: al menos 0% y cuando más 2.00%, N: cuando más 0.010%, Ti: al menos 0% y menos de 0.050%, Nb: al menos 0% y menos de 0.050%, V: al menos 0% y cuando más 0.50%, Cr: al menos 0% y cuando más 1.0%, Mo: al menos 0% y cuando más 0.50%, B: al menos 0% y cuando más 0.010%, Ca : al menos 0% y cuando más 0.010%, Mg: al menos 0% y cuando más 0.010%, REM: al menos 0% y cuando más 0.050%, y Bi: al menos 0% y cuando más 0.050%, el resto de Fe e impurezas, en donde el tamaño de granos promedio de los granos que tienen una estructura bcc y los granos que tienen una estructura bct circundada por una frontera de grano con una diferencia de orientación de 15° o mayor es 6.0 um o menor, se somete a laminado en frió para formar una hoja de acero laminada en frió; y (B) un proceso de templado en donde la hoja de acero laminada en frió se somete a un tratamiento de estabilización térmica en la región de temperatura de (punto Acj - 40°C) o superior, posteriormente se enfria a la región de temperatura de 500°C o inferior y 300°C o superior y se mantiene en esa región de temperatura por 60 segundos o más.

La hoja de acero laminada en caliente de preferencia es una hoja de acero en donde la densidad numérica promedio de carburo de hierro que existe en la estructura metálica es 1.0 x 10-1/µp?2 o superior.

En otro aspecto, la presente invención proporciona un método para producir una hoja de acero laminada en frió que tiene una estructura metálica de manera tal que la fase principal es una fase que produce transformación a baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizada porque el método tiene los siguientes procesos (C) a (E) (segunda invención) : (C) un proceso de laminado en caliente en donde una placa que tiene la composición química anteriormente descrita, se somete a laminado en caliente tal que el estirado de laminado del paso final es superior al 15%, y el laminado se termina en la región de temperatura de punto Ar3 o superior para formar una hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero laminada en caliente se enfría a una región de temperatura de 780°C o menor dentro de 0.4 segundo después de completar el laminado y se bobina en la región de temperatura superior a 400°C; (D) un proceso de laminado en frío en donde la hoja de acero laminada en caliente obtenida por el proceso anteriormente descrito (C) se somete a laminado en frío para formar una hoja de acero laminada en frío; y (E) un proceso de templado en donde la hoja de acero laminada en frío se somete a tratamiento de estabilización térmica en la región de temperatura de (punto Ac3 - 40°C) o superior, posteriormente se enfría a la región de temperatura de 500°C o inferior y 300°C o superior, y se mantiene en esa región de temperatura por 30 segundos o más.

Todavía en otro aspecto, la presente invención proporciona un método para producir una hoja de acero laminada en frío que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase productora de transformación a baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizado porque el método tiene los siguientes procesos (F) a (I) (tercer invención) : (F) un proceso de laminado en caliente en donde una placa que tiene la composición química anteriormente descrita se somete a laminado en caliente tal que el laminado se termina en la región de temperatura de punto Ar3 o superior para formar una hoja de acero laminada en caliente, y la hoja de acero laminado en caliente se enfría a la región de temperatura de 780°C o inferior dentro de 0.4 segundo después de completar el laminado y se bobina en la región de temperatura inferior a 400°C; (G) un proceso de templado de hoja de laminado en caliente en donde la hoja de acero laminada en caliente que se obtiene por el proceso (F) se somete a templado, de manera tal que la hoja de acero laminada en caliente se calienta a la región de temperatura de 300°C o superior para formar una hoja de acero laminada en caliente y templada; (H) un proceso de laminado en frío en donde la hoja de acero laminada en caliente y templada se somete a laminación en frío para formar una hoja de acero laminada en frío; y (I) un proceso de templado en donde la hoja de acero laminada en frío se somete a tratamiento de estabilización térmica en la región de temperatura de (punto Ac3 - 40°C) o superior, posteriormente se enfria a la región de temperatura de 500°C o inferior y 300°C o superior y se mantiene en esa región de temperatura por 30 segundos o más.

En la estructura metálica de la hoja de acero laminado en frío, la fase secundaria de preferencia contiene austenita retenida y ferrita poligonal.

En el proceso de laminado en frío (A) , (D) o (H) , el laminado en frió de preferencia se realiza a un estirado total que excede 50%.

En el proceso de templado (B) , (E) o (I), de preferencia, el tratamiento de estabilización térmica se realiza en la región de temperatura de (punto Ac3 - 40°C) o superior y menor que (punto Ac3 + 50°C) , y/o el enfriamiento se realiza por 50°C o más a una velocidad de enfriamiento menor a 10.0°C/s después de tratamiento de estabilización térmica.

En el modo preferido, la composición química además contiene cuando menos un tipo de los elementos (% significa por ciento de masa) descrito a continuación.

Un tipo o dos o más tipos seleccionados de un grupo que consiste de Ti: al menos 0.005% y menos de 0.050%, Nb: al menos 0.005% y menos de 0.050%, y V: al menos 0.010% y cuando más 0.50%; y/o Un tipo o dos o más tipos seleccionados del grupo que consiste de Cr: cuando más 0.20% y cuando más 1.0%, o: al menos 0.05% y cuando más 0.50%, y B: al menos 0.0010% y cuando más 0.010%; y/o Un tipo o dos o más tipos seleccionados del grupo que consiste de Ca: al menos 0.0005% y cuando más 0.010%, Mg: al menos 0.0005% y cuando más 0.010%, REM: al menos 0.0005% y cuando más 0.050%, y Bi : al menos 0.0010% y cuando más 0.050%.

De acuerdo con la presente invención, una hoja de acero laminada en frió de alta tracción que tiene suficiente ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo, y propiedad de formación de brida con estirado, que puede utilizarse para trabajar tal como formación con prensa, puede producirse. Por lo tanto, la presente invención puede contribuir enormemente al desarrollo de la industria. Por ejemplo, la presente invención puede contribuir a la solución de problemas ambientales globales a través del peso ligero de carrocerías de vehículos automotrices .

BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La Figura 1 es una gráfica que muestra una distribución de tamaño de granos de austenita retenida en una hoja de acero templada que se produce a través de un proceso de enfriamiento rápido inmediato.

La Figura 2 es una gráfica que muestra una distribución de tamaño de granos de austenita retenida en una hoja de acero templada que se produce sin un proceso de enfriamiento rápido inmediato.

DESCRIPCIÓN DE MODALIDADES La estructura metálica y composición química en una hoja de acero laminada en frío de alta tracción producida por el método de acuerdo con la presente invención y las condiciones de laminado y templado y semejantes en el método de acuerdo con la presente invención, capaz de producir la hoja de acero en forma eficiente uniforme y económica se describen en detalle a continuación. 1. Estructura metálica La hoja de acero laminada en frío de la presente invención tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura, y la fase secundaria contiene austenita retenida. Esto es debido a que esta estructura metálica es preferible para mejorar la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado mientras que se mantiene la resistencia a la tracción. Si la fase principal es ferrita poligonal que no es una fase productora de transformación a baja temperatura, es difícil asegurar la resistencia a la tracción y la propiedad de formación de brida con estirado .

La fase principal significa una fase de estructura en donde la proporción en volumen está al máximo, y la fase secundaria significa una fase de o estructura diferente a la fase principal. La fase productora de transformación a baja temperatura significa una fase y estructura formada por transformación a baja temperatura tal como martensita y bainita. Como una fase productora de transformación a baja temperatura diferente a esta, se citan ferrita bainítica y martensita templada. La ferrita bainítica se distingue de ferrita poligonal ya que toma una forma de listón o una forma de placa y que la densidad de desprendimiento es alta, y se distingue de bainita en que los carburos de hierro no existen en el interior y la inferíase. Esta fase productora de transformación de baja temperatura puede contener dos o más tipos de fases y estructuras, por ejemplo martensita y ferrita bainítica. En el caso en donde la fase productora de transformación a baja temperatura contiene dos o más tipos de fases y estructuras, la suma de proporciones en volumen de estas fases y estructuras se define como la proporción en volumen de la fase productora de transformación a baja temperatura.

Para mejorar la ductilidad, la proporción en volumen de austenita retenida a estructura total de preferencia excede 4.0%. Esta proporción en volumen además de preferencia excede 6.0%, aún más preferible excede 9.0%, y más preferente excede 12.0%. Por otra parte, si la proporción en volumen de austenita retenida es excesiva, se deteriora la propiedad de formación de brida con estirado. Por lo tanto, la proporción en volumen de austenita retenida de preferencia es menor a 25.0%, más preferible menor a 18.0%, aún más preferible menor a 16.0%, y más preferiblemente inferior a 14.0%.

En la hoja de acero laminada en frío que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase productora de transformación a baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida, si los granos de austenita retenida se hacen finos la ductilidad, la propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado, se mejoran notablemente. Por lo tanto, el tamaño de granos promedio de la austenita retenida de preferencia se hace más pequeño que 0.80 um. Este tamaño de granos promedio además de preferencia se hace más pequeño que 0.70 um, aún más preferible se hace más pequeño que 0.60 um. El limite inferior del tamaño de granos promedio de austenita retenida no se somete a ninguna restricción especial; sin embargo, para ser el tamaño de granos promedio 0.15 µp? o menor, es necesario incrementar enormemente el estirado de laminado final de laminado en caliente, lo que lleva a una carga de producción incrementada notablemente. Por lo tanto, el limite inferior del tamaño de granos promedio de austenita retenida de preferencia se hace mayor a 0.15 µp?.

La hoja de acero laminada en frió que tiene una estructura metálica tal como la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida, incluso si el tamaño de granos promedio de la austenita retenida es pequeño, si los granos de austenita retenidos gruesos existen en grandes cantidades, la propiedad de endurecimiento de trabajo y la propiedad de formación de brida con estirado son susceptibles a deterioro. Por lo tanto, la densidad numérica de los granos de austenita retenida cada uno que tiene un tamaño de granos de 1.2 µp\ o más grande de preferencia se hace 3.0 x 10~2/µta2 o menor. Esta densidad numérica además de preferencia es 2.0 x 10" 2/um2 o menor, aún más preferible 1.5 x 10~2/µ??2 o menor, y más preferiblemente 1.0 x 10~2/ m2 o menor.

Para mejorar adicionalmente la ductilidad y propiedad de endurecimiento de trabajo, la fase secundaria de preferencia contiene ferrita poligonal además de la austenita retenida. La proporción en volumen de ferrita poligonal a estructura total de preferencia excede 2.0%. Esta proporción en volumen además de preferencia excede 8.0%, aún más preferente excede 13.0%. Por otra parte, si la proporción en volumen de la ferrita poligonal es excesiva, se deteriora la propiedad de formación de brida con estirado. Por lo tanto, la proporción en volumen de ferrita poligonal de preferencia es menor a 27.0%, aún más preferible menor a 24.0%, y todavía más preferible menor a 18.0%.

Ya que los granos de ferrita poligonal son más finos, el efecto de mejora de ductilidad y propiedad de endurecimiento de trabajo se mejora. Por lo tanto, el tamaño de grano de cristal promedio de la ferrita poligonal de preferencia se hace más pequeño que 5.0 um. Este tamaño de grano de cristal promedio además de preferencia es más pequeño que 4.0 um, aún más preferible menor a 3.0 um.

Para mejorar adicionalmente la propiedad de formación de brida con estirado, la proporción en volumen de martensita templada contenida en la fase de producción de transformación a baja temperatura a estructura total, de preferencia se hace menor a 50.0%. Esta proporción en volumen además de preferencia es menor a 35.0%, aun adicionalmente de preferencia menor a 10.0%.

Para mejorar la resistencia a la tracción, la fase de producción de transformación a baja temperatura de preferencia contiene martensita. En este caso, la proporción en volumen de martensita a estructura total de preferencia excede 4.0%. Esta proporción en volumen además de preferencia excede 6.0%, aún más de preferencia excede 10.0%. Por otra parte, si la proporción en volumen de martensita es excesiva, se deteriora la propiedad de formación de brida con estirado. Por lo tanto, la proporción en volumen de martensita a estructura total de preferencia se hace menor a 15.0%.

La estructura metálica de la hoja de acero laminada en frió de acuerdo con la presente invención se mide como se describe a continuación. Las proporciones en volumen de fase productora de transformación a baja temperatura y ferrita poligonal se determinan. Específicamente, un espécimen de prueba se muestrea de la hoja de acero y su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección de laminado se pule y se somete a corrosión con nital. Posteriormente, la estructura metálica se observa al utilizar un SEM en una posición profunda en un cuarto del espesor desde la superficie de la hoja de acero. Por procesamiento de imagen, las fracciones de área de la fase productora de transformación a baja temperatura y la ferrita poligonal se miden. Considerando que la fracción de área es igual a la proporción en volumen, las proporciones en volumen de la fase productora de transformación a baja temperatura y ferrita poligonal se determinan. El tamaño de granos promedio de ferrita poligonal se determina como se describe a continuación. Un circulo correspondiente al diámetro se determina al dividir el área ocupada por toda la ferrita poligonal en un campo visual por el número de granos de cristal de ferrita poligonal y el circulo correspondiente al diámetro se define como el tamaño de granos promedio.

La proporción en volumen de austenita retenida se determina como se describe a continuación. Un espécimen de prueba se muestrea de la hoja de acero y su superficie laminada se pule químicamente a una posición con profundidad de un cuarto del espesor de la superficie de la hoja de acero y la intensidad de fracción de rayos X se mide al utilizar el aparato XRD.

El tamaño de grano de austenita retenida y el tamaño de grano promedio de austenita retenida se miden como se describe a continuación. Un espécimen de prueba se muestrea de la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente y su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección del laminado es electropulida . La estructura metálica se observa en una posición de profundidad de un cuarto del espesor de la superficie de la hoja de acero utilizando un SEM equipado con analizador EBSP. Una región que se observa como una fase que consiste de estructura de cristal de red cúbica centrada en cara (fase fcc = face-centered cubic) y está circundada por la fase precursora, se define como un grano de austenita retenido. Mediante procesamiento de imagen, la densidad numérica (número de granos por área unitaria) de granos de austenita retenida y las fracciones de área de granos de austenita retenidos individuales se miden. De las áreas ocupadas por granos de austenita retenidos individuales en un campo visual, el circulo que corresponde a diámetros de granos de austenita retenidos individuales se determina y su valor promedio se define como el tamaño de granos promedio de austenita retenida.

En la observación de estructura utilizando EBSP, en la región de 50 pm o más grande en la dirección de espesor de hoja y 100 um o mayor en la dirección de laminado, se aplican haces de electrones a un paso de 0.1 µp? para realizar el juicio de la fase. También, entre los datos medidos obtenidos, los datos en donde el índice de conflabilidad es 0.1 o más, se emplean para medición de tamaño de granos como datos efectivos. También, para evitar que el tamaño de granos de austenita retenida sean subvaluados por interferencia o ruido de medición, sólo los granos de austenita retenidos que tienen cada uno un círculo correspondiente al diámetro de 0.15 µp? o más grande se toman como granos efectivos, con lo que se calcula el tamaño de granos promedio de austenita retenida.

En la presente invención, la estructura metálica anteriormente descrita se define en una posición de profundidad de un cuarto del espesor desde la superficie de la hoja de acero en el caso de la hoja de acero laminada en frío, y una posición con profundidad de un cuarto de espesor de la hoja de acero, que es un material base, desde la frontera entre la hoja de acero de material base y una capa de revestimiento en el caso de hoja de acero revestida.

Como la propiedad mecánica que puede lograrse con base en la característica de la estructura metálica anteriormente descrita, para asegurar la propiedad de absorción de choques, la hoja de acero de la presente invención de preferencia tiene una resistencia a la tracción (TS = Tensile Strength) de 780 MPa o superior, además de preferencia tiene de 950 MPa o superior en la dirección perpendicular a la dirección de laminado. También para asegurar la ductilidad, la TS de preferencia es menor a 1180 MPa.

Cuando el valor obtenido al convertir la elongación total (El0) en la dirección perpendicular a la dirección del laminado en una elongación total correspondiente al espesor de hoja de 1.2 mm con base en la fórmula (1) a continuación se toma como El, el índice de templabilidad de trabajo calculado al utilizar las tensiones nominales de dos puntos de 5% y 10% con el intervalo de tensión que se hace 5 a 10% en conformidad con las Normas Industriales Japonesas (Japanese Industrial Standards) JIS Z2253 y las fuerzas de prueba correspondientes a estas tensiones se toman como valor n, y la proporción de expansión de perforación medida en conformidad con las normas de la Federación Japonea de Hierro y Acero (Japan Iron and Steel Federation Standards) JFST1001 se toma como ?, desde el punto de vista de capacidad de formación con prensa, es preferible que el valor de TS X El sea 15,000 MPa% o superior al valor de TS X valor n sea 150 MPa o superior, y el valor de TS1"7 X ? sea 4, 500,000 MPa1-7% o superior.

El = El0 x (1.2/to)0-2 ... (1) en donde El0 es el valor medido actual de elongación total medido al utilizar el espécimen de prueba de tracción JIS No. 5, t0 es el espesor del espécimen de prueba de tracción JIS No. 5 utilizado para medición y El es el valor convertido de elongación total correspondiente al caso en donde el espesor de la hoja es 1.2 mm.

TS X El es un índice para evaluar la ductilidad del balance entre resistencia y elongación total, TS X valor n es un índice para evaluar la propiedad de templabilidad de trabajo a partir del balance entre resistencia y el índice de templabilidad de trabajo y TS1'7 x ? es un índice para evaluar capacidad de expansión de orificio del balance entre resistencia y una proporción de expansión de orificio. (TS x El) x 7 x 103 + (TS1,7 x ?) x 8 es un índice para evaluar la capacidad de expansión de orificio a partir del balance entre resistencia y proporción de expansión de perforación.

Además es preferible que el valor de TS X El es 19,000 MPa o superior, el valor de TS x valor n es 160 MPa o superior y el valor de TS1'7 x ? es 5, 500, 000 MPa1,7% o superior. Aún más preferible es que el valor de TS x El sea 20, 000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n sea 165 MPa o superior y el valor de TS1"7 x ? sea 6,000, 000 MPa1'7% o superior.

Ya que el esfuerzo que ocurre cuando una parte automotriz se forma a presión es de aproximadamente 5 a 10%, el índice de templabilidad de trabajo se expresa por valor n para el intervalo de esfuerzo de 5 a 10% en la prueba de tensión. Incluso si la elongación total de la hoja de acero es grande, la propiedad de propagación de esfuerzo en la formación de prensa de la parte automotriz es insuficiente cuando el valor n es bajo y ocurre fácilmente formación defectuosa tal como una disminución en espesor local. También, desde el punto de vista de fijación de forma, la proporción de cedencia de preferencia es menor a 80%, más preferiblemente inferior a 75%, y aún más de preferencia inferior a 70%. 2. Composición química del acero C: más de 0.020% y menos de 0.30% Si el contenido de C es 0.020% o menos, es difícil obtener la estructura metálica anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de C se hace mayor a 0.020%. El contenido de C de preferencia es mayor a 0.070%, más preferible superior a 0.10%, y aún más preferible superior a 0.14%. Por otra parte, si el contenido de C es 0.30% o más, no sólo la capacidad de formación de brida con estirado de la hoja de acero se deteriora, sino también se deteriora la soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de C se hace menor a 0.30%. El contenido de C de preferencia es 0.25% o menos, adicionalmente de preferencia menor a 0.20%, y aún más de preferencia menor a 0.17% o menos.

Si: más de 0.10% y 3.00% o menos Silicio (Si) tiene una función de mejorar la ductilidad, la propiedad de templabilidad de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado a través de la restricción del crecimiento de granos de austenita durante el recocido. También Si es un elemento que tiene una función de mejorar la estabilidad de austenita y es efectivo para obtener la estructura metálica anteriormente descrita. Por lo tanto, si el contenido de Si se hace mayor a 0.10%. El contenido de Si de preferencia es mayor a 0.60%, adicionalmente de preferencia mayor a 0.90% y aun más de preferencia mayor a 1.20%. Por otra parte, si el contenido de Si es mayor que 3.0%, las propiedades de superficie de la hoja de acero se deterioran. Además, la capacidad de tratamiento por conversión química y la capacidad de revestimiento se deterioran notablemente. Por lo tanto, el contenido de Si se hace de 3.0% o menor. El contenido de Si de preferencia es menor a 2.0%, más preferiblemente menor a 1.80% y aún más preferiblemente menor a 1.60%.

En el caso en donde el Al último descrito está contenido, el contenido de Si y el contenido Al sol., de preferencia satisfacen la fórmula (2) siguiente, además de preferencia satisfacen la fórmula (3) " siguiente, y aún más de preferencia satisfacen la fórmula (4) siguiente.

Si + Al sol.> 0.60 ... ( 2 ) Si + Al sol.> 0.90 ... ( 3 ) Si + Al sol.> 1.20 ... ( 4 ) en donde Si representa el contenido de Si (% en masa) en el acero y Al sol., representa el contenido (% en masa) de Al soluble en ácido.

Mn: más de 1.00% y 3.50% o menos Manganeso (Mn) es un elemento gue tiene una función de mejorar la templabilidad del acero y es efectivo para obtener la estructura metálica anteriormente descrita. Si el contenido de Mn es 1.00% o menos, es difícil obtener la estructura metálica anteriormente descrita. Por lo tanto, el contenido de Mn se hace mayor a 1.00%. El contenido de Mn de preferencia es mayor a 1.50%, adicionalmente de preferencia mayor a 1.80% y aún más de preferencia superior a 2.10%. Si el contenido de Mn se vuelve muy alto, en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente, se forma una fase de producción de transformación a baja temperatura gruesa que alarga y expande en la dirección del laminado, los granos de austenita retenida gruesos incrementan en la estructura metálica después de laminado en frío y templado, y la propiedad de templabilidad de trabajo y capacidad de formación de brida con estirado se deterioran. Por lo tanto, el contenido de Mn se hace 3.50% o menos. El contenido de Mn de preferencia es menor a 3.00%, aún más de preferencia menor a 2.80% y aún más de preferencia menor a 2.60% .

P: 0.10% o menos Fósforo (P) es un elemento contenido en el acero como una impureza, y segrega en las fronteras de grano y fragiliza el acero. Por esta razón, el contenido de P de preferencia es lo más bajo posible. Por lo tanto, el contenido de P se hace de 0.10% o menos. El contenido de P de preferencia es menor a 0.050%, adicionalmente de preferencia menor a 0.020% y aún más de preferencia menor a 0.015%.

S: 0.010% o menos Azufre (S) es un elemento contenido en el acero como una impureza, y forma inclusiones basadas en sulfuro y deteriora la propiedad de formación de brida con estirado. Por esta razón, el contenido de S de preferencia es lo más bajo posible. Por lo tanto, el contenido de S se hace 0.010% o menos. El contenido de S de preferencia es menor a 0.005%, de preferencia menor a 0.003% y aún más de preferencia menor a 0.002%.

Al sol.: 2.00% o menos El Aluminio (Al) tiene una función de desoxidar el acero fundido. En la presente invención, ya que Si tiene una función desoxidante como Al es contenido, no necesariamente se requiere contener Al. Esto es, el contenido de Al sol., puede estar cercano a 0% sin limitación. En el caso en donde Al sol., está contenido con el propósito de promover desoxidación, 0.0050% o más de Al sol. de preferencia está contenido. El contenido Al sol. además de preferencia es mayor a 0.020%. También, como Si, Al es un elemento que tiene una función de mejorar la estabilidad de austenita y es efectivo para obtener la estructura metálica anteriormente descrita. Por lo tanto, Al puede estar contenido para este propósito. En este caso, el contenido de Al sol., de preferencia es mayor a 0.040%, adicionalmente de preferencia mayor a 0.050%, y aún más de preferencia mayor a 0.060%. Por otra parte, si el contenido de Al sol. es muy alto, no sólo un defecto superficial provocado por alúmina es susceptible de ocurrir, sino también el punto de transformación aumenta enormemente, de manera tal que es difícil obtener una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura. Por lo tanto, el contenido Al sol. se hace de 2.00% o menos. El contenido Al sol. de preferencia es menor a 0.60%, adicionalmente de preferencia menor a 0.20% y aún más de preferencia menor a 0.10%. : 0.010% o menos Nitrógeno (N) es un elemento contenido en el acero como una impureza, y deteriora la ductilidad. Por esta razón, el contenido de N de preferencia es lo más bajo posible. Por lo tanto, el contenido de N se hace 0.010% o menos. El contenido de N de preferencia es 0.006% o menos, adicionalmente de preferencia 0.005% o menos.

La hoja de acero producida por el método de acuerdo con la presente invención puede contener elementos descritos a continuación como elementos opcionales. Un tipo o dos o más tipos seleccionados de un grupo que consiste de Ti: menos de 0.050%, Nb: menos de 0.050%, y V: 0.50% o menos Ti, Nb y V cada uno tienen una función de incrementar el esfuerzo de trabajo al restringir la recristalización en el proceso de laminado en caliente, y tiene una función de producir la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente fina. También, estos elementos precipitan como carburos o nitruros, y tienen una función de restringir el engrosamiento de austenita durante templado. Por lo tanto, un tipo o dos o más tipos de estos elementos pueden estar contenidos. Sin embargo, incluso si estos elementos se contienen en exceso, el efecto que se logra por la función anteriormente descrita satura, no es económico. Por el contrario, la temperatura de recristalización al tiempo de templado aumenta, la estructura metálica después de templar se vuelve no uniforme y también se deteriora la propiedad de formación de brida con estirado. Además, la cantidad de precipitación de carburos o nitruros se incrementa, asciende la proporción de cedencia o limite elástico y también se deteriora la capacidad de fijación de forma.

Por lo tanto, el contenido de Ti se hace menos que 0.050%, el contenido de Nb se hace menos que 0.050%, y el contenido de V se hace menos 0.50% o menos. El contenido de Ti de preferencia es menor a 0.040%, además de preferencia menor a 0.030%. El contenido de Nb de preferencia es menor a 0.040%, además de preferencia menor a 0.030%. El contenido de V de preferencia es 0.30% o menos, además de preferencia menor que 0.050%. Para lograr con seguridad el efecto que se logra por la función anteriormente descrita, cualquiera de Ti: 0.005% o más, Nb: 0.005% o más, y V: 0.010% o más de preferencia se satisface. En el caso en donde Ti está contenido, el contenido de Ti además de preferencia se hace 0.010% o más, en el caso en donde Nb está contenido, el contenido de Nb además de preferencia se hace 0.010% o más, y en el caso en donde V está contenido, el contenido de V además de preferencia se hace 0.020% o más.

Un tipo o dos o más tipos seleccionados de un grupo que consiste de Cr: 1.0% o menos, Mo : 0.50% o menos y B: 0.010% o menos.

Cr, Mo y B son elementos que tienen una función de mejorar la templabilidad del acero y son efectivos para obtener la estructura metálica anteriormente descrita. Por lo tanto, un tipo o dos o más tipos de estos elementos pueden estar contenidos. Sin embargo, incluso si estos elementos están contenidos excesivamente, el efecto que se obtiene por la función anteriormente descrita satura no es económico. Por lo tanto, el contenido de Cr se hace 1.00% o menos, el contenido de o se hace de 0.50% o menos y el contenido de B se hace 0.010% o menos. El contenido de Cr de preferencia es 0.50% o menos, el contenido de Mo de preferencia es 0.20% o menos y el contenido de B de preferencia es 0.0030% o menos. Para lograr con mayor seguridad el efecto logrado por la función anteriormente descrita, cualquiera de Cr: 0.20% o más, Mo: 0.05% o más y B: 0.0010% o más, de preferencia se satisface.

Un tipo o dos o más tipos seleccionados de un grupo que consiste de Ca: 0.010% o menos, Mg: 0.010% o menos, REM: 0.050% o menos y Bi : 0.050% o menos.

Ca, Mg y REM cada uno tiene una función de mejorar la capacidad de formación de brida con estirado mediante regulación de formas de inclusiones y Bi también tiene una función de mejorar la capacidad de formación de brida con estirado mediante refinamiento de la estructura solidificada. Por lo tanto, un tipo o dos o más tipos de estos elementos pueden estar contenidos. Sin embargo, incluso si estos elementos están contenidos en forma excesiva, el efecto que se logra por la función anteriormente descrita satura, lo que no es económico. Por lo tanto, el contenido de Ca se hace 0.010% o menos, el contenido de Mg se hace 0.010% o menos, el contenido de REM se hace 0.050% o menos y el contenido de Bi se hace 0.050% o menos. De preferencia, el contenido de Ca es 0.0020% o menos, el contenido de Mg es 0.0020% o menos, el contenido de REM es 0.0020% o menos y el contenido de Bi es 0.010% o menos. Para obtener en forma más segura la función anteriormente descrita, cualquiera de Ca: 0.0005% o más, Mg: 0.0005% o más, REM: 0.0005% o más y Bi: 0.0010% o más de preferencia se satisface. REM significa elementos de tierras raras, y es un término general de un total de 17 elementos de Se, Y, lantanoides. El contenido de REM es el contenido total de estos elementos. 3. Condiciones de producción (Proceso de laminado en frío en primera invención) En el proceso de laminado en frío, una hoja de acero laminada en caliente que tiene la composición química anteriormente descrita, en donde el tamaño de granos promedio de los granos que tienen una estructura bec y los granos que tienen una estructura bet (como ya se describió, estos granos en general se denominan "granos bec") circundados por una frontera de granos que tienen una diferencia de orientación de 15° o mayor es 6.0 µta o menor, y de preferencia además, la densidad numérica promedio de carburos de hierro que existen en la estructura metálica es 1.0 x 10_1/µ??2 o superior, se lamina en frió para formar una hoja de acero laminada en frío.

Aquí, el tamaño de granos promedio de granos bcc se calcula por el método descrito a continuación. Un espécimen de prueba se muestrea de la hoja de acero, su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección de rodamiento es electropulida y se observa la estructura metálica al utilizar un SEM equipado con un analizador EBSP en una posición con profundidad de un cuarto del espesor desde la superficie de la hoja de acero. Una región que se observa como la fase que consiste de una estructura de cristal tipo cristal cúbico centrado en el cuerpo y circundada por una frontera que tiene una diferencia de orientación de 15 o mayor, se toma como un grano de cristal, y el valor calculado por la fórmula (5) a continuación se toma como el tamaño de grano medio de granos bcc. En esta fórmula, N es el número de granos de cristal contenidos en la región de evaluación de tamaño de granos promedio, Ai es el área del grano de cristal i-ésimo (i = 1, 2, .., N) y di es el circulo que corresponde al diámetro del grano de cristal i-ésimo.

[Expresión 1] La estructura de cristal de martensita es estrictamente una red tetragonal centrada al cuerpo (bct = body centered tetragonal) ; sin embargo, en la evaluación de tamaño de granos de la presente invención, la martensita también se maneja como la fase bcc debido a que en la evaluación de estructura metálica utilizando EBSP, la constante de red no se considera. En la evaluación de estructura al utilizar EBSP en esta modalidad, la fase de una región que tiene un tamaño de 50 µp? en la dirección de espesor de la hoja y de 100 µ?? en la dirección de laminado (la dirección perpendicular a la dirección de espesor de la hoja) se juzga al controlar los haces de electrones a un paso de 0.1 µt?. Entre los datos medidos obtenidos, los datos en donde el índice de conflabilidad es 0.1 o más, se utiliza para medición de tamaño de granos como datos efectivos. Además, para evitar que el tamaño de granos se ha subvaluado por ruido de la medición, en la evaluación de granos bcc, a diferencia del caso anteriormente descrito de austenita retenida, el cálculo del tamaño de granos anteriormente descrito se realiza al tomar solo los granos bcc, cada uno que tiene un tamaño de granos de 0.47 µp? o mayor como granos efectivos .

La razón por la que el tamaño de granos de cristal se define al tomar la frontera de granos que tiene una diferencia de orientación de 15 o mayor como una frontera de granos efectiva es que la frontera de granos que tiene una diferencia de orientación de 15 o mayor se vuelve un sitio de nucleación efectivo de granos de austenita de transformación inversa, con lo que el engrosamiento de granos de austenita al tiempo de templado después de laminado en frío se restringe, y el sitio de nucleación contribuye enormemente a la mejora en trabaj abilidad de la hoja de acero laminada en frió. También, en el caso en donde la estructura de hoja de acero laminada en caliente es una estructura con tamaño de granos mixtos en donde granos finos y granos gruesos están entremezclados, la porción de granos gruesos fácilmente engruesa al tiempo de templar después de laminado en frió, de manera tal que la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado se deterioran. En el caso en donde el tamaño de grano de esta estructura de tamaño de granos mixtos se evalúa por el método de corte empleado en general como la evaluación de tamaño de grano de cristal la estructura metálica, la influencia de granos gruesos puede estar subvaluada. En la presente invención, como un método de cálculo de tamaño de grano de cristal considerando la influencia de granos gruesos, la fórmula anteriormente descrita (5) en donde las áreas individuales de granos de cristal se multiplican como un peso, se utiliza.

La cantidad de carburos de hierro que existen en la hoja de acero se define por la densidad numérica promedio (unidad: y la densidad numérica promedio de los carburos de hierro se mide como se describe a continuación. Un espécimen de prueba se muestrea de la hoja de acero, su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección de laminado se pule y la estructura metálica se observa al utilizar un microscopio óptico o un SEM en una posición con profundidad de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero. El análisis de composición de precipitados se realiza al utilizar un espectroscopio electrónico Auger (AES = Auger Electron Spectroscope ) , los precipitados que contienen Fe y C como elementos constituyentes se toman como carburos de hierro y la densidad numérica de carburos de hierro en la estructura metálica se mide. En la evaluación de densidad numérica de carburos de hierro de la presente invención, se logra observación en cinco campos visuales de 102 µp?2 a una amplificación de x5000, el número de carburos de hierro que existen en estructura metálica en cada campo visual se mide y la densidad numérica promedio se calcula a partir del valor promedio de los cinco campos visuales. Los carburos de hierro significan compuestos que principalmente consisten de Fe y C, y Fe3C, Fe3(C, B) , Fe23(C, B)6, Fe2C, Fe2.2C, Fe2.4C, y semejantes se citan como carburos de hierro. A fin de restringir eficientemente el engrosamiento de austenita, el carburo de hierro de preferencia es Fe3C. También, un compuesto de acero tal como Mn y Cr puede disolverse en estos carburos de hierro.

Para la hoja de acero laminada en caliente sometida a laminado en frió, en el caso en donde el tamaño de granos promedio de granos bcc calculado por el método anteriormente descrito excede 6.0 µ?t?, la estructura metálica después de laminado en frió y templado se engruesa, y se deterioran la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Por lo tanto, el tamaño de grano promedio de granos bcc se hace 6.0 µp? o menor. Este tamaño de granos promedio de preferencia es 4.0 um o menor y además de preferencia 3.5 |am o menor.

Para la hoja de acero laminada en caliente sometida a laminado en frió, la densidad numérica promedio de carburos de hierro que existen en la estructura metálica, de preferencia es 1.0 x 10_1/pm2 o superior. De esta manera, el engrosamiento de austenita en el proceso de templado después de laminado en frió se restringe, y la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo, y propiedad de formación de brida con estirado de la hoja de acero laminada en frío pueden mejorarse notablemente. La densidad numérica promedio de carburos de hierro además de preferencia es 5.0 x 10_1/µ??2 o superior, aún más de preferencia 8.0 x 10-1/µp?2 o superior.

Los tipos y proporciones en volumen de la fase y estructura que forman la hoja de acero laminada en caliente no se definen en especial y un tipo o dos o más tipos seleccionados de un grupo que consiste de ferrita poligonal, ferrita acicular, ferrita bainitica, bainita, perlita, austenita retenida, martensita, bainita templada y martensita templada pueden ser entremezcladas. Sin embargo, una hoja de acero laminada en caliente más suave es preferible ya que la carga de laminado en frió se alivia y la proporción de laminado en frió se incrementa adicionalmente, con lo que la estructura de metal después de templar puede hacerse fina.

El método anteriormente descrito para producir una hoja de acero laminada en caliente no se define en especial; sin embargo, es preferible que el proceso de laminado en caliente en la segunda invención, descrito posteriormente o el proceso de laminado en caliente de la tercera invención, descrito posteriormente se adopten. La hoja de acero laminada en caliente anteriormente descrita puede ser una hoja de acero laminada en caliente y templada sometida a templado después de laminado en caliente .

El propio laminado en frió puede realizarse de acuerdo con un método ordinario. Antes de laminar en frió, la hoja de acero laminado en caliente puede ser descascarillada por decapado o medios semejantes. En el laminado en frío, a fin de promover recristalización y homogenizar la estructura metálica después de laminado en frió y templado, mejorando de esta manera adicionalmente la propiedad de formación de brida con estirado, la proporción de laminado en frió (el estirado total en laminado en frió) de preferencia es 40% o superior, además de preferencia se hace mayor a 50%. De esta manera, la estructura metálica después de templado se hace adicionalmente fina, y la estructura agregada se mejora, de manera tal que se mejoran adicionalmente la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Desde este punto de vista, la proporción de laminado en frió de preferencia además se hace más de 60%, más preferible más de 65%. Por otra parte, si la proporción de laminado en frió es muy alta, la carga de laminado se incrementa y es difícil realizar el laminado. Por lo tanto, el límite superior de la proporción de laminado en frío de preferencia se hace menor a 80%, más preferible menor a 70%.

(Proceso de templado en la primera invención) La hoja de acero laminada en frío que se obtiene por el proceso de laminado en frió anteriormente descrito después de someterse a tratamiento total como desengrasado de acuerdo con un método públicamente conocido según sea necesario. El limite inferior de la temperatura de estabilización térmica al templar se hace (punto Ac3 -40°C) o superior. Esto es con el propósito de obtener una estructura metálica tal que la fase principal sea una fase productora de transformación de baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida. Para incrementar la proporción en volumen de fase de producción de transformación a baja temperatura y mejorar la propiedad de formación de brida con estirado, la temperatura de estabilización térmica de preferencia se hace superior a (punto Ac3 - 20°C) , y además de preferencia se hace superior al punto Ac3. Sin embargo, si la temperatura de estabilización térmica es muy elevada, la austenita se engruesa excesivamente, y la formación de ferrita poligonal se restringe, de manera tal que son susceptibles a deterioro la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Por lo tanto, el limite superior de la temperatura de estabilización térmica de preferencia se hace menor que (punto Ac3 + 100°C) , adicionalmente de preferencia se hace inferior a (punto Ac3 + 50°C) , y aún más de preferencia se hace menor a (punto Ac3 + 20°C) . También, para promover la formación de ferrita poligonal fina y mejorar la ductilidad y propiedad de endurecimiento de trabajo, el limite superior de la temperatura de estabilización térmica de preferencia se hace menor que (punto Ac3 + 50°C) , además de preferencia se hace menor a (punto Ac3 + 20°C) .

El tiempo de retención a la temperatura de estabilización térmica (el tiempo de estabilización térmica) no requiere someterse a ninguna restricción especial; sin embargo para alcanzar propiedades mecánicas estables, el tiempo de retención de preferencia se hace mayor a 15 segundos adicionalmente de preferencia se hace mayor a 60 segundos. Por otra parte, si el tiempo de retención es muy prolongado, la austenita se engruesa excesivamente, de manera tal que la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado son susceptibles a deteriorar. Por lo tanto, el tiempo de retención de preferencia se hace más corto que 150 segundos, adicionalmente de preferencia se hace más corto que 120 segundos.

En el proceso de calentamiento al templar, para homogeneizar la estructura de metal después de templar mediante promoción de cristalización y para mejorar la propiedad de formación de brida con estirado, la velocidad de calentamiento de 700 °C a la temperatura de estabilización térmica de preferencia se hace menor a 10.0°C/s. Esta velocidad de calentamiento además de preferencia se hace menor a 8.0°C/s, aún más de preferencia se hace menor a 5.0°C/s.

En el proceso de enfriamiento después de estabilización térmica al templar, para promover la formación de ferrita poligonal fina y mejorar la ductilidad y propiedad de endurecimiento de trabajo, el enfriamiento de preferencia se realiza por 50°C o más a partir de la temperatura de estabilización térmica a una velocidad de enfriamiento menor a 10.0°C/s. Esta velocidad de enfriamiento después de estabilización térmica de preferencia es menor a 5.0°C/s, adicionalmente de preferencia menor a 3.0°C/s, y aún más de preferencia menor que 2.0°C/s. Para incrementar adicionalmente la proporción en volumen de ferrita poligonal, se realiza enfriamiento por 80°C o más a partir de la temperatura de estabilización térmica a una velocidad de enfriamiento menor a 10.0°C/s. El enfriamiento se realiza además de preferencia por 100°C o más, aún más de preferencia por 120°C o más.

Para obtener una estructura metálica tal que la fase principal sea una fase de producción de transformación de baja temperatura, el enfriamiento en el intervalo de temperatura de 650 a 500°C de preferencia se realiza a una velocidad de enfriamiento de 15°C/s o superior. Para realizar enfriamiento en el intervalo de temperatura de 650 a 450°C a una velocidad de enfriamiento de 15°C/s o superior es preferible adicionalmente . Con el aumento en la velocidad de enfriamiento, la proporción en volumen de la fase de producción de transformación a baja temperatura se incrementa. Por lo tanto, una velocidad de enfriamiento superior a 30°C/s es adicionalmente preferible y la velocidad de enfriamiento superior a 50°C/s aún se prefiere adicionalmente. Por otra parte, si la velocidad de enfriamiento es muy alta, la forma de la hoja de acero se deteriora. Por lo tanto, la velocidad de enfriamiento en el intervalo de temperatura de 650 a 500°C de preferencia se hace 200°C/s o inferior, más preferible se hace inferior a 150°C/s, y aún más preferible se hace inferior a 130°C/s.

Además, para obtener austenita retenida, la hoja de acero se mantiene en la región de temperatura de 500 a 300°C por 30 segundos o más. A fin de mejorar la estabilidad de austenita retenida y mejorar la ductilidad, la propiedad de endurecimiento de trabajo y la propiedad de formación de brida con estirado, la región de temperatura de retención de preferencia se hace 475 a 320°C. La región de temperatura de retención se hace además de preferencia de 450 a 340°C, aún más preferible 430 a 360°C. También, conforme el tiempo de retención se hace mayor, la estabilidad de la austenita retenida se incrementa. Por lo tanto, el tiempo de retención de preferencia se hace 60 segundos o más, más preferible 120 segundos o más y aún más preferible de 300 segundos o más.

En el caso en el que se produce una hoja de acero electrorevestida, después de que la hoja de acero laminada en frió producida por el método anteriormente descrito se ha sometido a preparaciones bien conocidas como sea necesario para purificar y acondicionar la superficie, electro revestimiento sólo debe realizarse de acuerdo con un método ordinario. La composición química y masa de depósito de la película de revestimiento no están sujetas a ninguna restricción especial. Como el tipo de electro revestimiento, electro revestimiento con zinc, electro revestimiento con aleación electro-Zn-Ni y semejantes se citan .

En el caso en el que una hoja de acero revestida por inmersión en caliente se produce, la hoja de acero se trata en el método anteriormente descrito hasta el proceso de templado, y después de mantenerse en la región de temperatura de 500 a 300°C por 30 segundos o más, la hoja de acero se calienta según sea necesario y se sumerge en un baño de revestimiento para revestimiento por inmersión en caliente. A fin de mejorar la estabilidad de austenita retenida y mejorar la ductilidad, la propiedad de endurecimiento de trabajo, y la propiedad de formación de brida con estirado, la región de temperatura de retención de preferencia se hace de 475 a 320°C. La región de temperatura de retención además de preferencia se hace de 450 a 340°C, aún más de preferencia de 430 a 360°C. También, conforme se hace más largo el tiempo de retención, aumenta la estabilidad de austenita retenida. Por lo tanto, el tiempo de retención de preferencia se hace de 60 segundos o más, adicionalmente de preferencia de 120 segundos o más y aún más de preferencia de 300 segundos o más. La hoja de acero puede ser recalentada después de revestirse por inmersión en caliente para tratamiento de aleación. La composición química y masa de depósito de la película de revestimiento no están sujetas a ninguna restricción especial. Como el tipo de revestimiento por inmersión en caliente, se citan revestimiento de zinc con inmersión en caliente, revestimiento de zinc con inmersión en caliente en aleación, revestimiento de aluminio con inmersión en caliente, revestimiento de aleación Zn-Al por inmersión en caliente, revestimiento de aleación de Zn-Al-Mg con inmersión en caliente, revestimiento de aleación de Zn-Al-Mg-Si con inmersión en caliente y semejantes.

La hoja de acero revestida puede estar sujeta a tratamiento de conversión química conveniente después de revestirse para adicional mejora de resistencia a corrosión. En el lugar del tratamiento con cromato convencional, el tratamiento de conversión química de preferencia se realiza al utilizar un líquido de conversión química de tipo sin cromo (por ejemplo, basado en silicato o basado en fosfato) .

La hoja de acero laminada en frío y la hoja de acero revestida así obtenidas pueden someterse a un laminado con templado de acuerdo con un método ordinario. Sin embargo, un gran porcentaje de elongación del laminado con templado lleva al deterioro en ductilidad. Por lo tanto, el por ciento de elongación del laminado contemplado de preferencia se hace 1.0% o menor, adicionalmente de preferencia se hace 0.5% o menor (Proceso de laminado en caliente en segunda invención) Un acero que tiene la composición química anteriormente descrita se funde por medios públicamente conocidos y posteriormente se forma en un lingote por el proceso de vaciado continuo, o se forma en un lingote por un proceso de vaciado opcional y posteriormente se forma en un tocho por un proceso de formación de tocho o semejantes. En el proceso de vaciado continuo, para suprimir la ocurrencia de un defecto de superficie provocado por inclusiones, un flujo adicional externo tal como agitación electromagnética, de preferencia se produce en el acero fundido en el molde. Referente al lingote o tocho, el lingote o tocho que se ha enfriado una vez puede ser vuelto a calentar y sometido a laminado en caliente. En forma alterna, el lingote que tiene un estado de alta temperatura después de vaciado continuo o el tocho en un estado de alta temperatura después de formar el tocho puede someterse a laminado en caliente como está, o al retener calor o al calentarlo en forma auxiliar. En esta descripción, este lingote y tocho en general se denominan "una placa" como materia prima para laminado en caliente. Para evitar que la austenita se someta a engrosamiento, la temperatura de la placa que se va a someter a laminado en caliente de preferencia se hace menor a 1250°C más preferible menor a 1200°C. El limite inferior de la temperatura de la placa a someterse a laminado en caliente no requiere ser restringido en especial, y puede ser cualquier temperatura a la cual el laminado en caliente puede terminarse en un intervalo de temperatura de punto Ar3 o superior como se describe posteriormente.

** El laminado en caliente se termina en la región de temperatura del punto Ar3 o superior para hacer la estructura fina de la hoja de acero laminada en caliente mediante transformación de austenita después de completar el laminado. Si la temperatura de terminación de laminado es muy baja, en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente, una fase de producción con transformación a baja temperatura gruesa de elongación y expansión en la dirección de laminado se forma, la estructura metálica después de laminado en frió y templado se engruesa, y la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado son susceptibles a deterioro. Por lo tanto, la temperatura de acabado de laminado en caliente, de preferencia se hace del punto Ar3 o superior y superior a 820°C, además de preferencia se hace del punto Ar3 o superior y superior que 850°C, y además de preferencia se hace el punto Ar3 o superior y superior a 880°C. Por otra parte, si la temperatura de terminado de laminado en caliente es muy elevada, la acumulación de tensión de trabajo es insuficiente y es difícil hacer la estructura metálica fina de la hoja de acero laminada en caliente. Por lo tanto, la temperatura de terminado de laminado en caliente de preferencia es menor a 950°C, adicionalmente de preferencia inferior a 920°C. También, para aligerar la carga de producción, es preferible que la temperatura de terminado de laminado en caliente se eleve y de esta manera la carga de laminado se reduzca. Desde este punto de vista, la temperatura de terminado de laminado en caliente de preferencia se hace del punto Ar3 o superior y superior a 780°C, además de preferencia se hace el punto Ar3 o superior y superior a 800°C.

En el caso en el que el laminado en caliente consiste de laminado en bruto y laminado de acabado, para terminar el laminado de acabado a la temperatura anteriormente descrita, el material laminado en bruto puede calentarse al tiempo entre laminado en bruto y laminado de acabado. Es conveniente que al calentar el material laminado en bruto de modo tal que la temperatura de su extremo posterior sea superior a la de su extremo frontal, las fluctuaciones en temperatura a través de la longitud total del material laminado en bruto al tiempo de inicio del laminado de acabado se restringen a 140°C o menos. De esta manera, la homogeneidad de las propiedades de producto en una bobina se mejora.

El método de calentamiento del material de laminado en bruto sólo debe llevarse a cabo al utilizar medios conocidos al público. Por ejemplo, un aparato de calentamiento con inducción de tipo solenoide se proporciona entre un tren de laminado en bruto y un tren de laminado de acabado, y la cantidad de aumento de temperatura al calentar puede ser controlada con base, por ejemplo, en la distribución de temperatura en la dirección longitudinal del material laminado en bruto en el lado corriente arriba del aparato de calentamiento por inducción .

Referente al estirado de laminado del laminado en caliente, el estirado de laminado del paso final, se hace superior a 15% en por ciento de disminución de espesor. La razón para esto es que la cantidad de esfuerzo de trabajo introducida en austenita se incrementa, la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente se hace fina, la estructura metálica después del laminado en frió y templado se hace fina y se mejoran la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. El estirado de laminado del paso final de preferencia se hace superior a 25%, adicionalmente de preferencia mayor a 30%, y aún más de preferencia mayor a 40%. Si el estirado del laminado es muy alto, aumenta la carga de laminado y es difícil realizar el laminado. Por lo tanto, el estirado de laminado del paso final de preferencia se hace menor a 55%, adicionalmente de preferencia se hace inferior a 50%. Para reducir la carga del laminado, puede realizarse el asi denominado laminado con lubricación en donde el laminado se realiza mientras que se suministra un aceite de laminado entre un rodillo laminado y una hoja de acero para disminuir el coeficiente de fricción.

Después de laminado en caliente, la hoja de acero se enfría rápidamente a la región de temperatura de 780°C o menor dentro de 0.40 segundo, después de completar el laminado. La razón para esto es que la liberación de esfuerzo de trabajo introducida a la austenita por el laminado se restringe, la austenita se transforma con el esfuerzo de trabajo que se utiliza como la fuerza impulsora, la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente se hace fina, la estructura metálica después del laminado en frío y templado se hace fina, y se mejoran la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Como es más corto el tiempo para detener el enfriamiento rápido, se restringe la liberación de esfuerzo de trabajo. Por lo tanto, el tiempo hasta parar el enfriamiento rápido después de completar el laminado, de preferencia está dentro de 0.30 segundo, adicionalmente de preferencia dentro de 0.20 segundo. Ya que la temperatura en la cual se detiene el enfriamiento rápido es menor, se hace más fina la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente. Por lo tanto, es preferible que la hoja de acero se enfríe rápidamente a la región de temperatura de 760°C o inferior después de completar el laminado. Además es preferible que la hoja de acero se enfríe rápidamente a la región de temperatura de 740°C o menor después de completar el laminado, y aún más de preferencia es que la hoja de acero se enfrie rápidamente a la región de temperatura de 720°C o inferior después de completar el laminado. También, como es superior la velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido, se restringe la liberación de esfuerzo de trabajo. Por lo tanto, la velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido de preferencia se hace 300°C/s o superior. Por lo tanto, la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente puede hacerse aún más fina. La velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido de preferencia además se hace de 400°C/s o superior y aún más de preferencia se hace de 600°C/s o superior. El tiempo para completar el laminado al inicio de enfriamiento rápido y la velocidad de enfriamiento durante el tiempo no requieren ser definidas en especial.

El equipo para realizar enfriamiento rápido no se define en especial, sin embargo en la base industrial, el uso de un aparato de roció con agua que tiene una cantidad de densidad de agua superior es conveniente. Se cita un método en el que un cabezal de rocío de agua se dispone entre los rodillos de transporte de hoja laminada y agua a alta presión que tiene una cantidad de densidad de agua suficiente, se rocía desde el lado superior y el lado inferior de la hoja laminada.

Después de la parada de enfriamiento rápido, la hoja de acero se bobina en la región de temperatura superior a 400°C. Ya que la temperatura de bobinado es superior a 400°C, carburos de hierro precipitan lo suficiente en la hoja de acero laminada en caliente. Los carburos de hierro tienen un efecto de restringir el engrosamiento de la estructura metálica después de templado. La temperatura de bobinado de preferencia es superior a 500°C, adicionalmente de preferencia superior a 550°C, y aún más de preferencia superior a 580°C. Por otra parte, si la temperatura de bobinado es muy alta, en la hoja de acero laminada en caliente, la ferrita es gruesa, y la estructura metálica después de laminado en frió y templado se engruesa. Por lo tanto, la temperatura de bobinado de preferencia se hace menor a 650°C, adicionalmente de preferencia se hace menor a 620°C. Las condiciones de la parada de enfriamiento rápido al bobinado no se definen en especial; sin embargo, después de parada de enfriamiento rápido, la hoja de acero de preferencia se mantiene en la región de temperatura de 720 a 600°C por un segundo o más. Por lo tanto, la formación de ferrita fina se promueve. Por otra parte, si el tiempo de retención es muy prolongado, se deteriora la productividad. Por lo tanto, el limite superior del tiempo de retención en la región de temperatura de 720 a 600°C está preferiblemente dentro de 10 segundos. Después de mantenerse en la región de temperatura de 720 a 600°C, la hoja de acero de preferencia se enfria a la temperatura de bobinado a una velocidad de enfriamiento de 20°C/s o superior para evitar el engrosamiento de ferrita formada.

Para la hoja de acero laminada en caliente que se obtiene por el laminado en caliente anteriormente descrito, el tamaño de granos promedio de granos bcc calculado por el método anteriormente descrito de preferencia es 6.0 um o menor, adicionalmente de preferencia 4.0 um o menor y aún más de preferencia 3.5 µp? o menor.

También, la densidad numérica promedio de los carburos de hierro que existen en la estructura metálica de preferencia es 1.0 x 10_1/µp?2 o superior, además de preferencia 5.0 x 10-1/um2 o superior y aún más de preferencia 8.0 ? 10-1/µ??2 o superior.

(Proceso de laminado en frió en la segunda invención) La hoja de acero laminada en caliente que se obtiene por el laminado en caliente anteriormente descrito se lamina en frió de acuerdo con un método ordinario. Antes de laminar en frió, la hoja de acero laminada en caliente puede ser desincrustada por decapado o medios semejantes. En el laminado en frió, para homogeneizar la estructura metálica después de laminado en frió y templar mediante promoción de recristalización, y además mejorar la propiedad de formación de brida con estirado, la proporción de laminado en frió de preferencia se hace de 40% o superior, además de preferencia se hace superior a 50%. De esta manera, la estructura metálica después de templar se hace aún más fina, y la estructura agregada se mejora, de manera tal que se mejoran la ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Desde este punto de vista, la proporción de laminado en frió se hace adicionalmente de preferencia mayor a 60%, más preferiblemente mayor a 65%. Por otra parte, si la proporción de laminado en frió es muy elevada, la carga de laminado se incrementa y es difícil realizar el laminado. Por lo tanto, el límite superior de la proporción de laminado en frío de preferencia se hace inferior a 80%, adicionalmente de preferencia se hace inferior a 70%.

(Proceso de templado en la segunda invención) La hoja de acero laminada en frío que se obtiene por el laminado en frío descrito anteriormente es templada de la misma manera que el proceso de templado en la primera invención.

(Proceso de laminado en caliente en la tercera invención) Hasta el laminado en caliente y subsecuente enfriamiento rápido inmediato, el proceso de laminado en caliente en la tercera invención es el mismo que la segunda invención. Después de detener el enfriamiento rápido, la hoja de acero se bobina en la región de temperatura menor a 400°C, y la hoja de acero laminada en caliente obtenida se somete a templado de la hoja laminada en caliente.

Al hacer la temperatura de bobinado inferior a 400°C, al tiempo del siguiente templado de la hoja laminada en caliente, los carburos de hierro pueden precipitarse en forma fina, y la estructura metálica después de laminado en frió y subsecuente templado se hace fina. La temperatura de bobinado en este caso de preferencia es menor a 300°C, adicionalmente de preferencia inferior a 200°C, y aún más de preferencia inferior a 100°C. La temperatura de bobinado puede ser la temperatura ambiente.

La hoja de acero laminada en caliente bobinada a una temperatura menor a 400°C como se describió anteriormente se somete a desengrasado y tratamiento semejante según sea necesario de acuerdo con un método conocido por el público, y posteriormente se templa. El templado que se realiza en una hoja de acero laminada en caliente se denomina templado de hoja laminada en caliente y la hoja de acero que sea sometida al templado de la hoja de laminada en caliente se denomina una hoja de acero laminada en caliente y templada. Antes del templado de la hoja laminada en caliente, la hoja de acero puede ser desincrustada por decapado o medios semejantes. Con el aumento en la temperatura de calentamiento en el templado de la hoja laminada en caliente, Mn o Cr se concentran en carburos de hierro y la función de evitar el engrosamiento de los granos de austenita debido a carburos de hierro se incrementa. Por lo tanto, el limite inferior de la temperatura de calentamiento se hace superior a 300°C. El limite inferior de la temperatura de calentamiento de preferencia se hace superior a 400°C, adicionalmente de preferencia se hace superior a 500°C, y aún más de preferencia se hace superior a 600°C. Por otra parte, si la temperatura de calentamiento es muy elevada, el engrosamiento y re-disolución de carburos de hierro ocurren, y el efecto de evitar el engrosamiento de granos de austenita se deteriora. Por lo tanto, el limite superior de la temperatura de calentamiento de preferencia se hace inferior a 750°C, adicionalmente de preferencia se hace inferior a 700°C, y aún más de preferencia se hace inferior a 650°C.

El tiempo de retención en el templado de la hoja laminada en caliente no requiere estar sujeto a ninguna restricción especial. Para la hoja de acero laminado en caliente producida a través de un proceso de enfriamiento rápido inmediato conveniente, la estructura metálica es fina, los sitios de precipitación de carburos de hierro son muchos, y los carburos de hierro precipitan rápidamente. Por lo tanto, la hoja de acero no requiere sostenerse por un prolongado periodo de tiempo. Prolongados tiempos de retención degradan la productividad. Por lo tanto, el limite superior del tiempo de retención de preferencia es más corto que 20 horas, adicionalmente de preferencia más corto que 10 horas y aún más preferible menor a 5 horas.

Para la hoja de acero templada y laminada en caliente que se obtiene por el método anteriormente descrito, el tamaño de granos promedio de granos bcc calculados por el método anteriormente descrito de preferencia es 6.0 um o menor, adicionalmente de preferencia 4.0 µp? o menor y aún más de preferencia 3.5 µp? o menor.

También, la densidad numérica promedio de los carburos de hierro que existen en la estructura metálica de preferencia es 1.0 x 10'1/µta2 o superior, adicionalmente de preferencia 5.0 x lO'Vum2 o superior y aún más de preferencia 8.0 x 10-1/um2 o superior.

(Proceso de laminado en frió en la tercera invención) La hoja de acero laminada en caliente que se obtiene por el laminado en caliente anteriormente descrito se lamina en frió de la misma forma que el proceso de laminado en frío en la segunda invención.

(Proceso de templado en la tercera invención) La hoja de acero laminada en frió que se obtiene por laminado en frió anteriormente-descrito, se templa en la misma forma que el proceso de templado en la primera y segunda invenciones.

Los siguientes ejemplos simplemente ilustran la presente invención, y no pretenden limitar la presente invención .

Ejemplo 1 El Ejemplo 1 describe un ejemplo en el caso en el que la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente, el tamaño de granos promedio de granos bcc circundados por una frontera de granos que tiene una diferencia de orientación de 15 grados o mayor es 6.0 um o menor.

Al utilizar un horno de fusión con vacio experimental, aceros que tienen cada uno la composición química dada en la Tabla 1, se fundieron y vaciaron. Estos lingotes se formaron en tochos con espesor de 30-mm por forja en caliente. Los tochos se calentaron a 1200 °C utilizando un horno de calentamiento eléctrico y se mantienen por 60 minutos, y posteriormente se laminan en caliente bajo las condiciones dadas en la Tabla 2.

Específicamente, al utilizar un tren de laminado en caliente experimental, se realiza laminado de 6-pasos en la región de temperatura del punto Ar3 o superior para acabado de cada uno de los tochos en una hoja de acero que tiene un espesor de 2 a 3 mm. El estirado del paso final se ajustó a 12 a 42% en por ciento de disminución de espesor. Después de laminado en caliente, la hoja de acero se enfrió a una temperatura de 650 a 720 °C bajo diversas condiciones de enfriamiento utilizando un roció de agua. Sucesivamente, después de haber dejado enfriar por 5 a 10 segundos, la hoja de acero se enfria a diversas temperaturas a una velocidad de enfriamiento de 60 °C/s, y estas temperaturas se toman como temperaturas de bobinado. La hoja de acero se carga en un horno de calentamiento eléctrico que se mantiene a esa temperatura, y se mantiene por 30 minutos. Posteriormente, el enfriamiento gradual después de bobinado se simula por enfriamiento con horno de la hoja de acero a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 20 °C/h, con lo que se obtiene una hoja de acero laminada en caliente.

Un espécimen de prueba para medición de EBSP se muestrea de la hoja de acero laminada en caliente obtenida, y su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección de laminado fue electropulida . Posteriormente, la estructura metálica se observa en una posición con profundidad de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero, y por análisis de imagen, el tamaño de granos promedio de granos bcc se midió. Específicamente, como un dispositivo de medición EBSP, OIM(TM)5 fabricado por TSL Corporation se empleó, se aplican haces de electrones a un paso de 0.1 um en una región gue tiene un tamaño de 50 um en la dirección de espesor de la hoja, y 100 um en la dirección de laminado, y entre los datos de medición obtenidos, los datos en donde el índice de conflabilidad fue 0.1 o más, se emplean como datos efectivos para hacer un juicio de los granos bcc. Con una región circundada por una frontera de granos que tiene una diferencia de orientación de 15 grados o mayor se hace un grano bcc, el círculo correspondiente al diámetro y área de grano bcc individual se determina, y el tamaño de granos promedio de granos bcc se calcula de acuerdo con la fórmula anteriormente mencionada (5) . Al calcular el tamaño de granos promedio, los granos bcc cada uno tiene un diámetro correspondiente a círculo de g de 0.47 um o mayor se hicieron granos bcc efectivos. Como se describió anteriormente, en la evaluación de estructura metálica utilizando EBSP, la constante de red no se considera. Por lo tanto, granos que tienen cada uno una estructura de red tetragonal centrada en el cuerpo (bct = body-centered tetragonal lattice) , tales como martensita también se miden en conjunto. Por lo tanto, los granos bcc incluyen tanto los granos que tienen una estructura bcc como los granos que tienen una estructura bct .

La hoja de hoja de acero laminada en caliente obtenida es decapada para formar un metal base para laminado en frió. El metal base se lamina en frió a una proporción de laminado en frió de 50 a 60%, con lo que una hoja de acero laminada en frió que tiene un espesor de 1.0 a 1.2 mm se obtiene. Al utilizar un simulador de templado continuo, la hoja de acero laminado en frió obtenida se calienta a 550°C a una velocidad de calentamiento de 10 °C/s, posteriormente se calienta a diversas temperaturas dadas en la Tabla 2 a una velocidad de calentamiento de 2 °C/s, y se estabiliza térmicamente por 95 segundos. Subsecuentemente, la hoja de acero se enfria a diversas temperaturas de parada de enfriamiento dadas en la Tabla 2 con la velocidad de enfriamiento promedio de 700°C que 60 °C/s, se sostienen a esa temperatura por 330 segundos, y posteriormente se enfria a una temperatura ambiente, con lo que se obtiene una hoja de acero templada.

O Nota) 1. El punto AC3 se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminada en frío se calienta a 2 °C/s. 2. El punto ?G3 se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminado en frío se calienta a 900 °C y posteriormente se enfría a 0.01 °C/s.

O 1) Espesor de hoja de hoja de acero laminada en caliente, 2) Tiempo desde terminación de laminado a parada de enfriamiento rápido. 3) Velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido Un espécimen de prueba para observación SEM se muestreó de la hoja de acero templada, y su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección de laminado se pulió. Posteriormente, la estructura metálica se observa en una posición con profundidad de un cuarto del espesor de la superficie de la hoja de acero, y mediante procesamiento de imagen, las fracciones en volumen de la fase de producción de transformación a baja temperatura y la ferrita poligonal se midieron. También, el tamaño de granos promedio (circulo correspondiente de diámetro) de la ferrita poligonal se determina al dividir el área ocupada por toda la ferrita poligonal por el número de granos de cristal de ferrita poligonal.

También, un espécimen de prueba para medición XRD se muestrea a partir de la hoja de acero templada, y la superficie laminada hasta una posición con profundidad de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero se pule químicamente. Posteriormente, una prueba de difracción de rayos-X se realiza para medir la fracción en volumen de austenita retenida. Específicamente, RINT2500 fabricado por Rigaku Corporation se emplea como un difractor de rayos-X, y haces Co-?a se aplican para medir las intensidades integradas de picos de difracción de fase a (110), (200), (211) y picos difracción de fase ? (111), (200), (220), con lo que se determina la fracción en volumen de austenita retenida.

Además, un espécimen de prueba para medición EBSP se muestrea de la hoja de acero recocida, y su superficie en sección transversal longitudinal paralela a la dirección de laminado es electropulida . Posteriormente, la estructura metálica se observa en una profundidad de posición en un cuarto del espesor de la superficie de la hoja de acero y por análisis de imagen, la distribución de tamaño de granos de austenita retenida y el tamaño de granos promedio de austenita retenida se miden. Específicamente, como un dispositivo de medición de EBSP, 0IM(TM)5 fabricado por TSL Corporation se emplea, se aplican haces de electrones a un paso de 0.1 µp? en una región que tiene un tamaño de 50 um en la dirección de espesor de hoja y 100 um en la dirección de laminado, y entre los datos obtenidos, los datos en donde el índice de conflabilidad fue 0.1 o más, se emplean como datos efectivos para hacer juicio de fase fcc. Con una región que se observa como la fase de FCC y circundada por una fase precursora se elabora un grano de austenita retenida, el círculo correspondiente al diámetro del grano de austenita retenida individual se determina. El tamaño de grano promedio de austenita retenida se calcula como el valor promedio de diámetros que corresponde a círculo de granos de austenita retenida efectivo individuales, los granos de austenita retenida efectivos son los granos de austenita retenidos cada uno que tiene un diámetro correspondiente a circulo de 0.15 um o más grande. También, la densidad numérica (NR) por área unitaria de granos de austenita retenidos cada uno tiene un tamaño de grano de 1.2 um o más grande, se determina.

El limite de deformación elástica (YS = Yield Stress) y la resistencia a la tracción (TS = Tensile Strength) se determinan al muestrear un espécimen de prueba de tracción JIS Número 5 sobre la dirección perpendicular a la dirección de laminado de la hoja de acero recocida, y al realizar una prueba de tracción a una velocidad de tensión de 10 mm/min. La elongación total (El) se determina como sigue: una prueba de tensión se realiza al utilizar un espécimen de prueba de tracción JIS Número 5 muestreado sobre la dirección perpendicular a la dirección de laminado y al utilizar el valor medido actualmente (E10) obtenido, el valor convertido de la elongación total correspondiente al caso en donde el espesor de la hoja es 1.2 mm, se determina con base en la fórmula (1) anterior. El índice/ endurecimiento por trabajo (valor n) se determina con el intervalo de tensión que es 5 a 10% al conducir una prueba de tracción utilizando un espécimen de prueba de tracción JIS Número 5 muestreado sobre la dirección perpendicular de la dirección del laminado. Específicamente, el valor n se calcula por el método de dos puntos utilizando fuerzas de prueba con respecto a tensiones nominales de 5% y 10%.

La proporción de formación de brida con estirado se evalúa al medir la proporción de expansión de perforación (?) por el método descrito a continuación. De la hoja de acero templada, se muestrea un espécimen de prueba con expansión de perforación cuadrada de 100-mm. Un orificio punzonado con diámetro de 10-mm se forma con una separación que es 12.5%, el orificio punzonado se expande del lado de vuelco al utilizar un punzón con forma de cono que tiene un ángulo de borde frontal de 60 grados, y la proporción de expansión del orificio al tiempo cuando se genera una grieta que penetra por el espesor de la hoja, se mide. Esta proporción de expansión se emplea como la proporción de expansión de perforación.

La Tabla 3 da los resultados de observación de estructura metálica y los resultados de evaluación de desempeño de la hoja de acero laminada en frío después de ser templada. En las Tablas 1 a 3, la marca "*" agregada a un símbolo o número indica que el símbolo o número está fuera del intervalo de la presente invención. o 1) Proporción de laminado en frío: Estirado total de laminado en frío; 2) N R : Densidad numérica de granos de austeni t a retenidos que tienen tamaño de granos de 1.2 µt? o más grande; 3> El: Elongación total convertida para corresponder a espesor de 1-2 mm A: Proporción de expansión de perforación, valor rt: índice de endurecimiento de trabajo Todos los resultados de prueba de las hojas de acero laminadas en frío producidas bajo las condiciones definidas en la presente invención fueron los valores de TS x El que son 15,000 MPa% o superior al valor de TS x n es 150 o superior, y el valor de TS1-7 x ? que es 4, 500, 000 MPa1-7% o superior, exhiben excelente ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. En particular, todos los resultados de prueba de la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente en donde el tamaño de granos promedio de granos bcc circundados por una frontera de grano que tienen una diferencia de orientación de 15 grados o mayor fue 4.0 um o menor, y la temperatura de parada de enfriamiento después de templado fue 340°C o superior en donde el valor de TS x El es 19, 000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n es 160 o superior, y el valor de TS1'7 x ? es 5,500, 000 MPa1"7% o superior, exhibiendo excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo, y propiedad de formación de brida con estirado.

Ejemplo 2 El Ejemplo 2 describe un ejemplo del caso en donde la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente, el tamaño de granos promedio de granos bcc circundados por una frontera de granos que tiene una diferencia de orientación de 15 grados o mayor es 6.0 µp? o menor, y la densidad numérica promedio de carburos de hierro es 1.0 x 10-1/µ??2 o superior.

Al utilizar un horno con fusión de vacio experimental, aceros que tienen cada uno la composición química dada en la Tabla 4, se funden y vacian. Estos lingotes se forman en tochos con espesor de 30-mm por forja en caliente. Los tochos se calentaron a 1200 °C al utilizar un horno de calentamiento eléctrico y se mantienen por 60 minutos, y posteriormente se laminaron en caliente bajo las condiciones dadas en la Tabla 5.

Específicamente, al utilizar un tren de laminado en caliente experimental, se realiza laminado de 6-pasos en la región de temperatura de punto Ar3 o superior para acabado de cada uno de los tochos en una hoja de acero que tiene un espesor de 2 a 3 mm. El estirado del paso final se ajusta a 22 a 42% en por ciento de disminución de espesor. Después de laminado en caliente, la hoja de acero se enfría a una temperatura de 650 a 720°C bajo diversas condiciones de enfriamiento al utilizar un rocío de agua. Sucesivamente, después de permitir enfriar por 5 a 10 segundos, la hoja de acero se enfría a diversas temperaturas a una velocidad de enfriamiento de 60 °C/s, y estas temperaturas se toman como las temperaturas de bobinado. La hoj' a de acero se carga en un horno de calentamiento eléctrico que se mantiene a esta temperatura, y se mantiene por 30 minutos. Posteriormente, el enfriamiento gradual después de bobinado se simula por enfriamiento del horno de la hoja de acero a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 20°C/h, con lo que se obtiene una hoja de acero laminada en caliente.

La hoja de acero laminada en caliente obtenida se calienta a diversas temperaturas de calentamiento dadas en la Tabla 5 a una velocidad de calentamiento de 50 °C/h. Después de mantener por diversos periodos de tiempo o sin ser asi mantenida, la hoja de acero se enfria a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 20 °C/h, con lo que una hoja de acero laminada en caliente y templada se obtiene.

El tamaño de granos promedio de granos bcc de la hoja de acero laminada en caliente y templada obtenida que se miden por el método descrito en el Ejemplo 1. También, la densidad numérica promedio de carburos de hierro de la hoja de acero laminada en caliente y templada, se determina por el método utilizando los anteriormente mencionados SEM y espectrómetro de electrones Auger.

A continuación, la hoja de acero laminada en caliente y templada obtenida se decapa para formar un metal base para laminado en frió. El metal base se lamina en frió a una proporción de laminado en frió de 50 a 60%, con lo que una hoja de acero laminada en frío que tiene un espesor de 1.0 a 1.2 mm se obtiene. Al utilizar un simulador de templado continuo, la hoja de acero laminada en frió obtenida se calienta a 550°C a una velocidad de 10 °C/s, posteriormente se calienta a diversas temperaturas dadas en la Tabla 5 a una velocidad de enfriamiento de 2 °C/s, y se estabiliza térmicamente por 95 segundos. Subsecuentemente, la hoja de acero se enfria a diversas temperaturas de parada de enfriamiento dadas en la Tabla 2 con la velocidad de enfriamiento promedio de 700°C que es 60 °C/s, que se mantiene a esa temperatura por 330 segundos, y posteriormente se enfria a temperatura ambiente, con lo que la hoja de acero templada se obtiene. ?? o o Nota) 1. El punto AC3 se determina a partir del cambb de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminada en frío se calienta a 2 °C/s. 2. El punto Ar3 se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminado en frío se calienta a 900 °C posterbrmente se enfria a 0.01 °C/s. 1) Espesor de hoja de hoja de acero laminada en caliente, 2) Tiempo desde terminación de laminado a parada de enfriamiento rápido. 3) Velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido. 4) RT significa temperatura ambiente. 5) Oh significa que no se realizó retención Para la hoja de acero templada obtenida, las fracciones en volumen de la fase de producción de transformación a baja temperatura, austenita retenida y ferrita poligonal, el tamaño de granos promedio de la austenita retenida, la densidad numérica (NR) por área unitaria de granos de austenita retenidos cada uno tienen un tamaño de grano de 1.2 µ?p o mayor, limite de deformación elástica (YS = Yield Stress) , la resistencia a la tracción (TS = Tensile Strength) , la elongación total (El), el índice de endurecimiento de trabajo (valor n) , y la proporción de expansión de perforación (?) se miden como se describe en el Ejemplo 1. La Tabla 6 da los resultados de observación de estructura metálica y los resultados de evaluación de desempeño de la hoja de acero laminada en frío después de templar. En las Tablas 4 a 6, la marca agregada a un símbolo o número indica que el símbolo o número está fuera del intervalo de la presente invención.

O 1) Proporción de laminado en trío: Estirado total de laminado en frío; 2) NR. Densidad numérica de granos de austeni ta retenidos que tienen tamaño de granos de 1.2 µ?t? o más grande; 3) El: Ebngadón total convertida para corresponder a espesor de 1.2 mm A: Proporción de expansión de perforación, valor n: índice de endurecimiento de trabajo Todas las hojas de acero laminadas en frío producidas de acuerdo con el método definido en la presente invención tuvieron el valor de TS x El que es 16, 000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n es 155 o superior y el valor de TS1"7 x ? que es 5,000, 000 MPa1,7% o superior, exhibiendo excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Todo el ejemplo en el que el tamaño de granos promedio de granos bcc circundados por una frontera de grano que tiene una diferencia de orientación de 15° o mayor fue 4.0 µp? o menor, la densidad numérica promedio de carburos de hierro fue 8.0 x 10_1/um2 o superior y la temperatura de parada de enfriamiento después de templado fue 340°C o superior en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente tuvo el valor de TS x El que es 19,000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n que es 160 o superior y el valor de TS1'7 x ? que es 5, 500, 000 MPa1'7?; o superior exhibiendo en especial excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado.

Ejemplo 3 El Ejemplo 3 describe un ejemplo en el caso en donde la temperatura de bobinado en el proceso de laminado en caliente utilizando el método de enfriamiento rápido inmediato es superior a 400°C.

Al utilizar un horno de fusión de vacio experimental, aceros que tienen cada uno la composición química dada en la Tabla 7 se fundieron y vaciaron. Estos lingotes se formaron en tochos con espesor de 30-mm por forja en caliente. Los tochos se calentaron a 1200°C utilizando un horno de arco eléctrico y mantienen por 60 minutos y posteriormente se laminaron en caliente bajo las condiciones dadas en la Tabla 8.

Específicamente, al utilizar un tren de laminado en caliente experimental, el laminado de 6 pasos se realiza en la región de temperatura del punto Ar3 o superior para acabar cada uno de los tochos en una hoja de acero que tiene un espesor de 2 a 3 mm. El estirado del paso final se ajustó a 12 a 42% en por ciento de disminución de espesor. Después de laminado en caliente, la hoja de acero se enfría a una temperatura de 650 a 730°C bajo diversas condiciones de enfriamiento al utilizar un rocío de agua. Sucesivamente, después de haber permitido enfriar por 5 a 10 segundos, la hoja de acero se enfría a diversas temperaturas a una velocidad de enfriamiento de 60°C/s, y esas temperaturas se toman como temperaturas de bobinado. La hoja de acero se carga en un horno de calentamiento eléctrico que se mantiene a esa temperatura y se sostiene por 30 minutos. Posteriormente, el enfriamiento gradual después de bobinado se simula por enfriamiento en horno de la hoja de acero a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 20°C/h, con lo que se obtiene la hoja de acero laminada en caliente.

El tamaño de granos promedio de granos bcc de la hoja de acero laminada en caliente obtenida se mide por el método descrito en el Ejemplo 1.

A continuación, la hoja de acero laminada en caliente obtenida se decapa para formar un metal base para laminado en frió. El metal base se lamina en frió a una proporción de laminado en frío de 50 a 69%, con lo que una hoja de acero laminado en frío que tiene un espesor de 0.8 a 1.2 mm se obtiene. Al utilizar un simulador de templado continuo, la hoja de acero laminada en frío obtenida se calienta 550°C a una velocidad de calentamiento de 10°C/s, posteriormente se calienta a diversas temperaturas dadas en la Tabla 8 a la velocidad de calentamiento de 2°C/s, y se somete a estabilización térmica por 95 segundos. Subsecuentemente, la hoja de acero se somete a enfriamiento primario a diversas temperaturas dadas en la Tabla 8, y además se somete a enfriamiento secundario a partir de la temperatura de enfriamiento primario a diversas temperaturas dadas en la Tabla 8 con la velocidad de enfriamiento promedio que es 60°C/s, se sostiene a esa temperatura por 330 segundos y posteriormente se enfria a temperatura ambiente, con lo que se obtiene una hoja de ?? o Nota) 1. El punto AC3 se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminada en frío se calienta a 2 °C/s. 2. El punto Ar3 se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminado en frío se calienta a 900 °C y posteriormente se enfría a 0.01 °C/s.

O 1) Espesor de hoja de hoja de acero laminada en caliente, 2) Tiempo desde terminación de laminado a parada de enfriamiento rápido. 3) Velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido Para la hoja de acero templada obtenida, las fracciones en volumen de la fase de producción de transformación a baja temperatura, austenita retenida, y ferrita poligonal, los tamaños de granos promedio de la austenita retenida y ferrita poligonal, la densidad numérica (NR) por área unitaria de granos de austenita retenidos, cada uno tiene un tamaño de granos de 1.2 µp? o mayor, limite de deformación elástica (YS = Yield Stress) , la resistencia a la tracción (TS = Tensile Strength) , la elongación total (El) , el índice de endurecimiento de trabajo (valor n) , y la proporción de expansión de perforación (?) se miden como se describe en el Ejemplo 1. La Tabla 9 da los resultados de observación de estructura metálica y los resultados de evaluación de desempeño de la hoja de acero laminada en frío después de templar. En las Tablas 7 a 9, la marca agregada a un símbolo o número indica que el símbolo o número está fuera de intervalo de la presente invención. f O tuvieron el valor de TS x El que es 15,000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n que es 150 o superior, y el valor de TS1-7 x ? que es 4, 500, 000 MPa1-7% o superior, exhibiendo excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Todos los ejemplos en donde el estirado de laminado del paso final de laminado en caliente fue superior a 25%, y la temperatura de parada de enfriamiento secundario después de templado fue 340°C o superior tuvieron el valor de TS x El que es 19,000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n que es 160 o superior y el valor de TS1-7 x ? que es 5,500, 000 MPa1-7% o superior y exhibiendo adicionales excelentes ductilidad, propiedad del revestimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Todo el ejemplo en el que el estirado de laminado y el paso final de laminado en caliente fue superior a 25%, la temperatura del tratamiento de estabilización térmica en templado fue (punto Ac3 - 40°C) o superior y menor que (punto Ac3 + 50°C) , después de tratamiento de estabilización térmica, la hoja de acero se enfrió a 50°C o más a partir de la temperatura de estabilización térmica a una velocidad de enfriamiento inferior a 10.0°C/s, y la temperatura de parada de enfriamiento secundario fue 340°C o superior tuvo el valor de TS x El que es 20, 000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n que es 165 o superior y el valor de TS1,7 x ? que es 6,000, 000 MPa1'^ o superior, exhibiendo aún más excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado.

Ejemplo 4 El Ejemplo 4 describe un ejemplo en el caso en el que una hoja de acero laminada en caliente que se obtiene al ajustar la temperatura de bobinado a 400°C o menor en el proceso de laminado en caliente, utilizando el método de enfriamiento rápido inmediato se somete a templado de hoja laminada en caliente.

Al utilizar un horno de fusión con vacio experimental, aceros cada uno que tienen la composición química dada en la Tabla 10 se funden y vacían. Estos lingotes se forman en tochos con espesor de 30-mm por forja en caliente. Los tochos se calentaron a 1200°C utilizando un horno de calentamiento eléctrico y mantienen por 60 minutos y posteriormente se laminan en caliente bajo las condiciones dadas en la Tabla 11.

Específicamente, al utilizar un tren de laminado en caliente experimental, el laminado de seis pasos se realiza en la región de temperatura del punto Ar3 o superior para acabar cada uno de los tochos en una hoja de acero que tiene un espesor de 2 a 3 mm. El estirado del paso final se ajustó a 22 a 42% en el por ciento de disminución de espesor. Después de laminado en caliente, la hoja de acero se enfria a una temperatura de 650 a 720°C bajo diversas condiciones de enfriamiento al utilizar un roció de agua. De manera sucesiva, después de dejar enfriar por 5 a 10 segundos, la hoja de acero se enfria a diversas temperaturas a una velocidad de enfriamiento de 60°C/s, y estas temperaturas se toman como temperaturas de bobinado. La hoja de acero se cargó en un horno de calentamiento eléctrico que se mantiene a esa temperatura y se mantiene por 30 minutos. Posteriormente, el enfriamiento gradual después de bobinado fue simultáneo por enfriamiento en horno de la hoja de acero a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 20°C/h, con lo que se obtuvo una hoja de acero de laminado en caliente.

La hoja de acero laminada en caliente obtenida se calienta a diversas temperaturas de calentamiento dadas en la Tabla 11 a una velocidad de calentamiento de 50°C/h. Después de mantener por varios periodos de tiempo o sin mantener, la hoja de acero se enfria a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 20°C/h, con lo que se obtiene una hoja de acero laminada en caliente y templada .

El tamaño de granos promedio de los granos bcc de la hoja de acero laminada en caliente y templada obtenida se mide por el método descrito en el Ejemplo 1. También, la densidad numérica promedio de carburos de hierro de la hoja de acero laminada en caliente y templada se determina por el método utilizando los anteriormente mencionados SEM y espectrómetro de electrones Auger.

A continuación, la hoja de acero laminada en caliente y templada obtenida se decapa para formar un metal base para laminado en frío. El metal base se lamina en frió a una proporción de laminado en frió de 50 a 69%, con lo que una hoja de acero laminado en frió que tiene un espesor de 0.8 a 1.2 mm se obtiene. Al utilizar un simulador de templado continuo, la hoja de acero laminado en frió obtenida se calienta a 550°C y a una velocidad de calentamiento de 10°C/s, posteriormente se calienta a diversas temperaturas dadas en la Tabla 11 a una velocidad de calentamiento de 2°C/s, y se somete a estabilización térmica por 95 segundos. Subsecuentemente, la hoja de acero se somete a incremento primario a diversas temperaturas dadas en la Tabla 11, y además se somete a enfriamiento secundario a partir de la temperatura de enfriamiento primario a diversas temperaturas dadas en la Tabla 11, con la velocidad de enfriamiento promedio que es 60°C/s, que se mantiene a esa temperatura por 330 segundos y posteriormente se enfria a temperatura ambiente, con lo que obtiene una hoja de acero templada.

O un Nota) 1.ElpuntoAc3se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminada en frío secalientaa20C/s. 2. El punto ?G3 se determina a partir del cambio de expansión térmica al tiempo cuando la hoja de acero laminado en frío se calienta a 900 °C y posteriormente se enfría a 0.01 °C/s. n O tn O en 1) Espesor de hoja de hoja de acero laminada en caliente, 2) Tiempo desde terminación de laminado a parada de enfriamiento rápido. 3) Velocidad de enfriamiento promedio durante enfriamiento rápido, 4) RT significa temperatura ambiente, 5) Oh significa que no se realizó retención Para la hoja de acero templada obtenida, las fracciones en volumen de la fase productora de transformación a baja temperatura, austenita retenida y ferrita poligonal, los tamaños de grano promedios de austenita retenida y ferrita poligonal, la densidad numérica (NR) por área unitaria de granos de austenita retenida cada uno que tiene un tamaño de granos de 1.2 µp? o mayor, y el limite del deformación elástica (YS = Yield Stress) , la resistencia a la tracción (TS = Tensile Strength) , la elongación total (El) , el índice de endurecimiento de trabajo (valor n) y la proporción de expansión de perforación (?) se' miden como se describe en el Ejemplo 1. La Tabla 12 da a los resultados de observación de la estructura metálica y los resultados de evaluación de desempeño de la hoja de acero laminada en frío después de templar. En las Tablas 10 a 12, la marca agregada a un símbolo o número indica que el símbolo o número está fuera del intervalo de la presente invención.

Ni O 1} Propor ión de laminado en frió: Estirado total de laminado en frío; 2} NR. Densidad numérica de granos de austero a retenidos que tienen tamaño de granos de 1.2 um o más grande; 3) El: Elongación total convertida para corresponder a espesor de 1.2 mm A: Proporción de expansión de perforación, valor n: índice de endurecimiento de trabajo Todas las hojas de acero laminadas en frió producidas acuerdo con el método definido en la presente invención tuvieron el valor de TS x El que es 15,000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n que es 150 o superior y el valor de TS1,7 x ? que es 4,500, 000 MPa1-7% o superior, exhibiendo excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Todos los ejemplos en donde el estirado del laminado del paso final del laminado en caliente fue superior a 25%, y la temperatura de parada de enfriamiento secundario después de templado fue 340°C o superior, tuvo el valor de TS x El que es 19, 000 Pa% o superior el valor de TS x valor n que es 160 o superior y el valor de TS1-7 x ? que es 5, 500, 000 MPa1-7% o superior, exhibiendo adicionales excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado. Todo ejemplo en el que el estirado del laminado del paso final del laminado en caliente fue superior a 25%, el estirado total del laminado en frió fue superior a 50%, la temperatura del tratamiento de estabilización térmica en templado fue (punto AC3 - 40°C) o superior y menor que (punto Ac3 + 50°C) , después de tratamiento de estabilización térmica, la hoja de acero se enfrió en 50°C o más a partir de la temperatura de estabilización térmica a una velocidad de enfriamiento menor a 10.0°C/s, y la temperatura de parada de enfriamiento secundario fue 340°C o superior tuvo el valor de TS x El que es 20,000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n que es 165 o superior y el valor de TS1'7 ? ? que es 6,000, 000 MPa1-7% o superior, exhibiendo excelentes adicionales excelentes ductilidad, propiedad de endurecimiento de trabajo y propiedad de formación de brida con estirado.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Un método para fabricar una hoja de acero laminada en frió que tiene una estructura metálica, tal que la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizado porque comprende las siguientes etapas (A) y (B) : (A) una etapa de laminado en frió en donde una hoja de acero laminada en caliente que tiene una composición química que consiste en por ciento en masa de C: más de 0.020% y menos de 0.30%, Si: más de 0.10% y cuando más 3.00%, Mn: más de 1.00% y cuando más 3.50%, P: al menos 0.10%, S: cuando más 0.010%, Al en sol.: al menos 0% y cuando más 2.00%, N: cuando más 0.010%, Ti: al menos 0% y menos de 0.050%, Nb: al menos 0% y menos de 0.050%, V: al menos 0% y cuando más 0.50%, Cr: al menos 0% y cuando más 1.0%, Mo: al menos 0% y cuando más 0.50%, B: al menos 0% y cuando más 0.010%, Ca: al menos 0% y cuando más 0.010%, Mg: al menos 0% y cuando más 0.010%, REM: al menos 0% y cuando más 0.050%, y Bi: al menos 0% y cuando más 0.050%, el resto de Fe e impurezas, en donde el tamaño de granos promedio de los granos que tienen una estructura bcc y los granos que tienen una estructura bct circundada por una frontera de grano con una diferencia de orientación de 15° o mayor es 6.0 um o menor, se somete a laminado en frío para formar una hoja de acero laminada en frió; y (B) un proceso de templado en donde la hoja de acero laminada en frió se somete a un tratamiento de estabilización térmica en la región de temperatura de (punto AC3 - 40°C) o superior, posteriormente se enfria a la región de temperatura de 500°C o inferior y 300°C o superior y se mantiene en esa región de temperatura por 30 segundos o más.

2. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frió de conformidad con la reivindicación 1, caracterizado porque la hoja de acero laminada en frió es una hoja de acero en donde la densidad numérica promedio de carburos de hierro que existen en la estructura metálica es 1.0 x 10-1/µp?2 o superior.

3. Un método para fabricar una hoja de acero laminada en frió que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura, y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizado porque comprende las siguientes etapas (C) a (E) : (C) una etapa de laminado en caliente en donde una placa que tiene una composición química que consiste en por ciento en masa de C: más que 0.020% y menos que 0.30%, Si: más que 0.10% y cuando más 3.00%, Mn: más que 1.00% y cuando más 3.50%, P: cuando más 0.10%, S: cuando más 0.010%, Al en sol.: al menos 0% y cuando más 2.00%, N: cuando más 0.010%, Ti: al menos 0% y menos de 0.050%, Nb: al menos 0% y menos de 0.050%, V: al menos 0% y cuando más 0.50%, Cr: al menos 0% y cuando más 1.0%, Mo : al menos 0% y cuando más 0.50%, B: al menos 0% y cuando más 0.010%, Ca: al menos 0% y cuando más 0.010% , Mg: al menos 0% y cuando más 0.010%, REM: al menos 0% y cuando más 0.050%, y Bi: al menos 0% y cuando más 0.050%, el resto de Fe e impurezas, se somete a laminado en caliente tal que el estirado de laminado del paso final es superior que 15%, y el laminado se termina en la región de temperatura del punto Ar3 o superior para formar una hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero laminada en caliente se enfria a la región de temperatura de 780°C o menor dentro de 0.4 segundo después de completar el laminado, y se bobina en la región de temperatura superior a 400°C; (D) una etapa de laminado en frió en donde la hoja de acero laminada en caliente que se obtiene por la etapa (C) se somete a laminado en frió para formar una hoja de acero laminada en frió; y (E) una etapa de templado en donde la hoja de acero laminada en frío se somete a una temperatura de estabilización térmica en la región de temperatura de (punto AC3 - 40°C) o superior, posteriormente enfriar a la región de temperatura de 500°C o inferior y 300°C o superior y se mantiene en esa región de temperatura por 30 segundos o más.

4. Un método para fabricar una hoja de acero laminado en frió que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de produccción de transformación a baja temperatura y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizado porque comprende las siguientes etapas (F) a (I): (F) una etapa de laminado en caliente en donde una placa que tiene una composición química que consiste en por ciento en masa de C: mayor a 0.020% y menor a 0.30%, Si: mayor que 0.10% y cuando más 3.00%, Mn: mayor que 1.00% y cuando más 3.50%, P: cuando más 0.10%, S: cuando más 0.010%, Al en sol.: al menos 0% y cuando más 2.00%, N: cuando más 0.010%, Ti: al menos 0% y menor a 0.050%, Nb: al menos 0% y menor a 0.050%, V: al menos 0% y cuando más 0.50%, Cr: al menos 0% y cuando más 1.0%, Mo: al menos 0% y cuando más 0.50%, B: al menos 0% y cuando más 0.010%, Ca: al menos 0% y cuando más 0.010%, g: al menos 0% y cuando más 0.010%, REM: al menos 0% y cuando más 0.050%, y Bi: al menos 0% y cuando más 0.050%, el resto de Fe e impurezas, se somete a laminado en caliente, de manera tal que el laminado se termina y la región de temperatura del punto Ar3 o superior para formar una hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero laminada en caliente se enfría a la región de temperatura de 780°C o menor dentro de 0.4 segundo después de completar el laminado, y se bobina en la región de temperatura menor a 400°C; (G) una etapa de templado de la hoja laminada en caliente en donde la hoja de acero laminada en caliente obtenida por la etapa (F) se somete a templado de manera tal que la hoja de acero laminada en caliente se calienta a la región de temperatura de 300°C o superior para formar una hoja de acero laminada en caliente y templada; (H) una etapa de laminado en frió en donde la hoja de acero laminada en caliente y templada se somete a laminado en frió para formar una hoja de acero laminada en frió; y (I) una etapa de templado en donde la hoja de acero laminada en frío se somete a tratamiento de estabilización térmica en la región de temperatura de (punto Ac3 - 40°C) o superior, posteriormente se enfria a la región de temperatura de 500°C o inferior y 300°C o superior, y se mantiene en esa región de temperatura por 30 segundos o más.

5. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frió de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizado porque en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en frío, la fase secundaria contiene austenita retenida y ferrita poligonal .

6. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frió de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizado porque en la etapa de laminado en frió (A) , (D) o (H) , el laminado en frió se realiza a un estirado total que excede 50%.

7. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frió de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizado porque en la etapa de templado (B) , (E) o (I), el tratamiento de estabilización térmica se realiza en la región de temperatura de (punto Ac3 - 40°C) o superior y menor que (punto Ac3 + 50°C) .

8. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frió de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, caracterizado porque en la etapa de templado (B) , (E) o (I) , el enfriamiento se realiza por 50°C o más a una velocidad de enfriamiento menor a 10.0°C/s después de tratamiento de estabilización térmica.

9. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frió de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 8, caracterizado porque la composición química contiene en por ciento en masa un tipo o dos o más tipos seleccionados del grupo que consiste de Ti: al menos 0.005% y menos que 0.050%, Nb: al menos 0.005% y menos que 0.050%, y V: al menos 0.010% y cuando más 0.50%.

10. El método para fabricar una hoja de acero laminada en frío de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizado porque la composición química contiene en por ciento en masa un tipo o dos o más tipos seleccionados del grupo que consiste de Cr: al menos 0.20% y cuando más 1.0%, Mo: al menos 0.05% y cuando más 0.50%, y B: al menos 0.0010% y cuando más 0.010%.

11. El método para fabricar una hoja de acero laminado en frío de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 10, caracterizado porque la composición química contiene en por ciento en masa un tipo o dos o más tipos seleccionados del grupo que consiste de Ca: al menos 0.0005% y cuando más 0.010%, Mg: al menos 0.0005% y cuando más 0.010%, REM: al menos 0.0005% y cuando más 0.050%, y Bi: al menos 0.0010% y cuando más 0.050%.