MX2015002530A

MX2015002530A - Lamina de acero.

Info

Publication number: MX2015002530A
Application number: MX2015002530A
Authority: MX
Inventors: Akari Tamaki; Kazuo Hikida; Nobusato Kojima; Masaru Takahashi
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2012-08-28
Filing date: 2013-08-28
Publication date: 2015-06-05
Also published as: EP2891727A1; KR20150038303A; CN104583445A; TW201420776A; KR101683406B1; BR112015004191A2; JPWO2014034714A1; BR112015004191B1; CN104583445B; TWI481730B; JP5541428B1; PL2891727T3; WO2014034714A1; IN2015DN01523A; ES2707893T3; EP2891727A4; US20150225821A1; EP2891727B1

Abstract

En esta placa de acero, la limpieza de la estructura metálica no es mayor a 0.08%, el grado de segregación (a) de Mn no es mayor a 1.6, y durante la formación en caliente, la diferencia de dureza promedio de formación en caliente posterior (?Hv) entre una sección formada con baja tensión que ha incurrido en la tensión de plástico no mayor a 5% y una sección formada de alta tensión que ha incurrido en una tensión de plástico de por lo menos 20% no es mayor a 40.

Description

LAMINA DE ACERO CAMPO TÉCNICO DE LA INVENCIÓN La presente invención se refiere a una lámina de acero (lámina de acero para formación en caliente) que es apropiado para aplicaciones en las que la extinción se realiza simultáneamente con formación en caliente o inmediatamente después de la formación en caliente, tales como prensado en caliente. Más específicamente, la presente invención se refiere a una lámina de acero para la formación en caliente en donde, por ejemplo, incluso en un caso en que la formación en caliente acompañada con una alta tensión de formación, que es un proceso de formación por el cual una porción formada recibe una deformación plástica de 20% o superior, se lleva a cabo, se suprime la transformación ferritica inducida por tensión en la porción formada, y por lo tanto es uniforme la dureza después de la formación en caliente, dando como resultado excelente tenacidad y baja anisotropia en la tenacidad después de la formación en caliente.

Se reclama la prioridad de la solicitud de patente japonesa No. 2012-187959, presentada el 2 de agosto 8 de 2012, cuyo contenido se incorpora aquí por referencia.

TÉCNICA RELACIONADA Recientemente, en el campo de láminas de acero utilizadas para vehículos, con el fin de mejorar la eficiencia de combustible o resistencia al impacto de un vehículo, se han incrementado las aplicaciones de una lámina de acero de alta resistencia que tiene una alta resistencia a la tracción. En general, conforme aumenta la resistencia de la lámina de acero, disminuye la capacidad de conformación por prensado. Por lo tanto, dependiendo de la aplicación de la lámina de acero de alta resistencia, es difícil de fabricar un producto que tiene una forma compleja. Específicamente, puesto que la ductilidad disminuye a medida que se incrementa la fuerza de las láminas de acero, puede ocurrir la ruptura a partir de una región que está tratada fuertemente, o un grado de recuperación elástica o de la pared de inclinación aumenta a medida que aumenta la fuerza de la lámina de acero. Como resultado, hay un problema de deterioro de la precisión dimensional de un miembro trabajado y similares. Por consiguiente, no es fácil de fabricar un producto que tiene una forma compleja por la formación por prensado usando una lámina de acero que tiene una alta resistencia, en particular, que tiene una resistencia a la tracción de 780 MPa o superior.

Cuando se realiza la formación por laminado como la formación en lugar de la formación por prensado, se puede trabajar una lámina de acero de alta resistencia a un cierto grado. Sin embargo, la formación de laminado tiene limitaciones ya que puede ser aplicada sólo a un miembro que tiene una sección transversal uniforme en la dirección longitudinal, y por lo tanto es significativamente limitado el grado de libertad de una configuración de miembro.

En la presente descripción, como una téenica de formación por prensado de un material conformable difícilmente por prensado tal como una lámina de acero de alta resistencia, se da a conocer, por ejemplo, en el Documento de Patente 1, una técnica de formación en caliente de llevar a cabo la formación después de calentar un material que será formado (por ejemplo, prensado en caliente). Esta técnica es una técnica para llevar a cabo enfriamiento simultáneamente con, o inmediatamente después, de la formación en una lámina de acero que es suave antes de la formación de tal manera que se obtiene un miembro formado que tiene una alta resistencia a través de la extinción que se realiza después de la formación, mientras que una buena conformabilidad está asegurada durante la formación. De acuerdo con esta técnica, se puede obtener una estructura que incluye principalmente martensita después de la extinción, y por lo tanto, se puede obtener un miembro formado que tiene una excelente deformabilidad local y la tenacidad en comparación con un caso de uso de una lámina de acero de alta resistencia que tiene una estructura de doble fase.

Actualmente, el prensado en caliente como se describió anteriormente se aplica a un miembro que tiene una configuración relativamente sencilla, y en el futuro, se espera la aplicación del mismo a un miembro en donde se lleva a cabo la formación más difícil tales como eliminación de rebabas. Sin embargo, cuando se aplica el prensado en caliente a un miembro en donde se lleva a cabo la formación más difícil, existe la preocupación de que puede ocurrir la transformación ferrítica inducida por deformación en una parte de alta tensión formada y por lo tanto puede ser localmente reducida la dureza de la pieza después de la formación en caliente.

Con el fin de suprimir la transformación ferrítica inducida por deformación, la formación en caliente puede ser llevada a cabo en un rango de temperatura más alta. Sin embargo, un aumento en la temperatura de formación en caliente provoca una reducción en la productividad, un aumento en el costo de fabricación, el deterioro de la propiedad de superficie, y similares y por lo tanto no se aplica fácilmente a la teenología de producción en masa. Por ejemplo, en el documento de Patente 1, se describe una técnica de realizar el trabajo de prensado a 850 °C o superior. Sin embargo, en el prensado en caliente actual, puede haber un caso donde la temperatura de la lámina de acero se reduce a 850 °C o menos, mientras que la lámina de acero que se calienta a aproximadamente 900 °C en un horno de calentamiento es extraído del horno de calentamiento y es entonces transportado a, y se inserta en, una máquina de prensado. En este caso, es difícil de suprimir la transformación ferrítica inducida por deformación durante la formación.

Desde el punto de vista del aumento de la productividad de prensado en caliente y el aumento de la estabilidad del material en un miembro después de la formación, en el Documento de Patente 2, se da a conocer un método de fabricación de un miembro de acero de alta resistencia prensado en caliente que tiene excelente productividad, en donde un proceso de refrigeración de un material por la disipación de calor de un dado de prensado puede omitirse. El método descrito en el Documento de Patente 2 es una excelente, sin embargo, es necesario que una gran cantidad de elementos que tiene una acción de mejora de la templabilidad tales como Mn, Cr, Cu, y Ni, está contenido en el acero. Por lo tanto, la téenica descrita en el documento de Patente 2 tiene un problema de un aumento en el costo. Además, en el elemento fabricado mediante el uso de la técnica descrita en el Documento de Patente 2, existe la preocupación de que se presente el deterioro en la tenacidad debido a diversas inclusiones y se presentará la anisotropia en la tenacidad sea provocada por inclusiones (principalmente, MnS) que se extienden en la dirección de laminación. El rendimiento real del miembro se ve limitado por las propiedades en el lado de baja tenacidad, y por lo tanto propiedades de los metales de base originales no pueden ser suficientemente exhibidos cuando existe anisotropia de la tenacidad. Se describe la anisotropia de tenacidad se puede reducir al realizar el control de la morfología de las inclusiones extendidas con un tratamiento de Ca, por ejemplo, en el Documento de Patente 3. Sin embargo, en este caso, el valor de la dureza es mayor en una dirección en la que la tenacidad es más baja. Sin embargo, se incrementa la cantidad de inclusiones en el miembro y por lo tanto hay un problema en que se reduzcan los valores de tenacidad en las otras direcciones.

DOCUMENTOS DE LA TÉCNICA ANTERIOR Documentos de Patente Documento de Patente 1 Solicitud de Patente japonesa no examinada, primera publicación No.2002 - 102980 Documento de Patente 2 Solicitud de patente japonesa no examinada, primera publdcación No.2006 - 213959 Documento de Patente 3 Solicitud de patente japonesa no examinada, primera publicación No.2009 242910 DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN Problemas a resolver por la invención Como se describió anteriormente, en la téenica relacionada, las aplicaciones de la compresión en caliente permanecen en los miembros que tienen una forma relativamente sencilla. Por lo tanto, no se han examinado los problemas técnicos de una reducción local en la dureza, la anisotropía en la tenacidad, y una reducción en el valor de la dureza del miembro después de la formación en caliente (una lámina de acero sometida al proceso de formación en caliente) causadas por la transformación ferritica inducida por tensión en una porción formado por alta tensión, que se producen en un caso en donde un miembro en el cual se lleva a cabo la formación más difícil tales como eliminación de rebabas.

Un objeto de la presente invención es proporcionar una lámina de acero para la formación en caliente en donde, aún en el caso de los problemas descritos anteriormente, es decir, incluso en el caso en donde se lleva a cabo la formación en caliente acompañada con formación de alta tensión, se suprime la transformación ferritica inducida por tensión, y por lo tanto la dureza después de la formación en caliente es uniforme (a diferencia de dureza es pequeña), lo que da como resultado una excelente tenacidad y baja anisotropía en la tenacidad después de la formación en caliente.

Medios para resolver el problema Los inventores llevaron a cabo una investigación diligente para resolver los problemas descritos antes.

Como resultado, se encontró que, mediante el control de la composición química de una lámina de acero, la cantidad de inclusiones, y la segregación central, una lámina de acero para formación en caliente en donde, incluso en un caso en donde se realizó la formación en caliente acompañada con una formación de alta tensión, se suprime la transformación ferrítica inducida por tensión, y por lo tanto, se puede obtener la dureza uniforme después de la formación en caliente, lo que da como resultado una excelente tenacidad y baja anisotropía de la tenacidad después de la formación en caliente. Además, en la siguiente descripción, puede haber un caso en donde la dureza uniforme se conoce como distribución de dureza estable.

El resumen de la presente invención sobre la base de los nuevos hallazgos es como sigue. (1) Una lámina de acero de acuerdo con un aspecto de la presente invención incluye como una composición química, mediante % en masa: C: 0.18% a 0.275%; Si: 0.02% - 0.15%; Mn: 1.85% a 2.75%; Al sol.: 0.0002% a 0.5%; Cr: 0.05% a 1.00%; B: 0.0005% a 0.01%; P: 0.1% o menos; S: 0.0035% o menos; N: 0.01% o menos; Ni: 0% a 0.15%; Cu: 0% a 0.05%; Ti: 0% a 0.1%; Nb: 0% a 0.2%; y una porción incluyendo Fe e impurezas, en donde una limpieza de una estructura de metal es de 0.08% o menos, una que es un grado de segregación Mn expresada por la siguiente expresión a es de 1.6 o menos, y en una formación en caliente, una diferencia DHn en una dureza media después de la formación en caliente entre una porción formada bajo tensión que sufre una tensión plástica de 5% o menos y una porción formada a alta tensión que sufre una tensión plástica de 20% o superior es de 40 o menos. a = (una concentración máxima de Mn por % en masa en una porción de centro de espesor de la lámina de acero)/(una concentración de Mn promedio en % en masa en una posición a una profundidad de 1/4 del espesor de una lámina a partir de una superficie de la lámina de acero): expresión a (2) En la lámina de acero descrita en (1), la composición química puede incluir además, en lugar de una parte de Fe, por % en masa, uno o dos seleccionados del grupo que consiste de Ni: 0.02% a 0.15%, y Cu: 0.003% a 0.05%. (3) En la lámina de acero descrita en (1) o (2), la composición química puede incluir, además, en lugar de una parte de Fe, por % en masa, uno o dos seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.005% a 0.1% , y Nb: 0.005 % a 0.2%. (4) En la lámina de acero descrita en uno cualquiera de (1) a (3), la superficie de la lámina de acero puede incluir además una capa de revestimiento.

EFECTOS DE LA INVENCIÓN De acuerdo con el aspecto de la presente invención, incluso en un caso en donde se realiza la formación en caliente acompañada con alta tensión tales como la eliminación de rebabas, se suprime la transformación ferritica inducida por tensionen la porción formada, y por lo tanto, se pueden obtener una lámina de acero que tiene una distribución de dureza estable después de la formación en caliente, y excelente tenacidad y baja anisotropia de la tenacidad después de la formación en caliente. La lámina de acero es apropiada para, por ejemplo, un material de un miembro de estructura mecánica que incluye un miembro de estructura de la carrocería, un miembro de la parte de abajo, y similares de un vehículo, y por lo tanto la presente invención es muy útil en campos industriales.

Además, la formación en caliente se puede realizar de acuerdo con un método de rutina. Por ejemplo, un material de lámina de acero se puede calentar a una temperatura de un punto AC3 o superior (alrededor de 800 °C) y el punto Ac3 + 200 °C o menos, podrán ser guardados por 0 segundos o más y 600 segundos o menos, puede ser transportados a una máquina de prensado y es entonces formada por prensado, y se puede mantener durante 5 segundos o más en el punto muerto inferior de la máquina de prensado. En este momento, se puede realizar un método de calentamiento se puede seleccionar apropiadamente, y en un caso de la calefacción rápido, calentamiento eléctrico o calentamiento por alta frecuencia. Además, como calentamiento típico, se puede usar un horno de calentamiento que se ajusta a una temperatura de calentamiento, o similares. La ref igeración por aire se realiza durante el transporte a la máquina de prensado, y por lo tanto hay una posibilidad de que, cuando se extiende el tiempo de transporte, puede ocurrir la transformación ferrítica hasta que el prensado se inicia y se puede producir ablandamiento. Por lo tanto, el tiempo de transporte es preferentemente 15 segundos o menos. Con el fin de evitar que se presente un incremento en la temperatura del dado, se pueda llevar a cabo el enfriamiento de una matriz. En este caso, como un método de enfriamiento, se puede realizar el enfriamiento apropiado, tal como un método de enfriamiento de la instalación de tuberías de refrigeración en un dado y el suministro de un refrigerante a fluir a través del mismo.

MODALIDAD DE LA INVENCIÓN En lo sucesivo, una lámina de acero de acuerdo con una modalidad de la presente invención (en algunos casos, que se refiere como una lámina de acero de acuerdo con esta modalidad) se describirá con más detalle. En la siguiente descripción, el % relacionado con la composición química de la lámina de acero es % en masa. 1. Composición Química (1) C: 0.18% a 0.275% C es un elemento importante para aumentar la dureza del acero, la determinación de la fuerza después del temple, y además controlar la ductilidad local y tenacidad después de conformado en caliente. Además, C es un formador de austenita, y por lo tanto, tiene una acción de supresión transformación ferritica inducida por deformación durante formación a alta tensión, facilitando asi la obtención de una distribución de dureza estable de un miembro después de la formación en caliente. Sin embargo, cuando el contenido de C es inferior a 0.18%, es difícil asegurar una resistencia a la tracción de 1100 MPa o superior, que es una fuerza preferible después de la extinción, y un efecto de obtener una distribución de la dureza estable por la acción por encima de no puede ser obtenida. Por otro lado, cuando el contenido de C es mayor que 0.275%, la ductilidad local y la tenacidad se reducen. Por lo tanto, el contenido de C es de 0.18% a 0.275%. El límite superior preferible del contenido de C es 0.26%, y límite superior más preferible de la misma es 0.24%. (2) Si: de 0.02% a 0.15% Si es un elemento que aumenta la dureza y mejora la adherencia a escala después de la formación en caliente. Sin embargo, cuando el contenido de Si es inferior a 0.02%, puede haber un caso donde el efecto antes descrito que no puede ser obtenido lo suficiente. Por lo tanto, el limite inferior del contenido de Si es de 0.02%. El limite inferior preferible de la esta es de 0.03%. Por otro lado, cuando el contenido de Si es mayor que 0.1: 5%, una temperatura de calentamiento necesaria para transformación austenitico durante la formación en caliente es significativamente alta. Por lo tanto, puede haber un caso en que se aumenta el costo necesario para un tratamiento de calor o se lleva a cabo enfriamiento insuficientemente debido a un calentamiento insuficiente. Además, Si es un elemento de formación de ferrita. Por consiguiente, cuando el contenido de Si es demasiado alto, la transformación ferritica inducida por tensión es probable que ocurra durante la formación de alta tensión. Por lo tanto, puede haber un caso en donde la dureza de un miembro después de la formación en caliente se reduce localmente, y por lo tanto no se obtiene una distribución de la dureza estable. Además, puede haber un caso donde está contenida una gran cantidad de Si lo que causa una reducción en humectabilidad en un caso en donde se realiza un tratamiento de revestimiento por inmersión en caliente, dando como resultado partes no revestidas. Por lo tanto, el limite superior del contenido de Si es de 0.15%. (3) Mn: 1.85 % a 2.75% Mn es un elemento eficaz para aumentar la dureza del acero y de forma estable asegurar la resistencia del acero después de la extinción. Además, Mn es un formador de austenita, y por lo tanto suprime la transformación ferritica inducida por deformación durante formación a alta tensión, facilitando asi la obtención de una distribución de dureza estable de un miembro después la formación en caliente. Sin embargo, cuando el contenido de Mn es menor que 1.85%, puede haber un caso donde el efecto anteriormente descrito no puede obtenerse suficientemente. Por lo tanto, el limite inferior del contenido de Mn es 1.85%. Por otro lado, cuando el contenido de Mn es superior a 2.75%, el efecto anteriormente descrito está saturado, y el deterioro de tenacidad después de la extinción es causada. En consecuencia, el limite superior del contenido de Mn es 2.75%. El limite superior preferible del contenido de Mn es de 2.5%. (4) Al. Sol.: 0.0002% a 0.5% Al es un elemento que desoxida acero fundido y por lo tanto mejora la solidez del acero. Cuando el contenido Al sol. es menor que 0.0002%, la desoxidación se lleva a cabo insuficientemente. Por consiguiente, el limite inferior del contenido de Al sol. es 0.0002%. Además, Al es también un elemento efectivo en el aumento de la dureza de una lámina de acero de forma estable y asegurar la fuerza después de la extinsión, y por lo tanto puede estar contenido activamente. Sin embargo, incluso cuando el contenido de Al es mayor que 0.5%, el efecto se satura, y se causa un aumento en el costo. Por lo tanto, el limite superior del contenido de Al es 0.5%.

El Al sol. indica Al soluble en ácido, y el contenido Al sol. no incluye la cantidad de Al contenido en AI2O3 y similares, que no se disuelve en un ácido. (5) Cr: 0.05% a 1.00% Cr es un elemento que aumenta la dureza del acero. Además, Cr es un formador de austenita, y por lo tanto suprime la transformación ferrítica inducida por deformación durante formación a alta tensión, facilitando así la obtención de una distribución de dureza estable de un miembro después de la formación en caliente. Sin embargo, cuando el contenido de Cr es menor de 0.05%, puede haber un caso donde el efecto anteriormente descrito no se puede obtener suficientemente. Por lo tanto, el límite inferior del contenido de Cr es de 0.05%. El límite inferior preferible del mismo es de 0.1%, y el límite inferior más preferible del mismo es de 0.2%. Por otro lado, cuando el contenido de Cr es superior a 1.00%, Cr se concentra en carburos en el acero. Como resultado, cuando el acero se proporciona en la formación en caliente, se retrasa la solubilización de carburos durante un proceso de calentamiento, y se reduce el endurecimiento. Consecuentemente, el límite superior del contenido de Cr es de 1.00%. El limite superior preferible del contenido de Cr es 0.8%. (6) B: de 0.0005% a 0.01% B es un elemento eficaz en el aumento de la capacidad de endurecimiento del acero y la fuerza de aseguramiento de forma estable después de la extinción. Cuando el contenido de B es menor que 0.0005%, puede ser un caso en donde no se puede obtener suficientemente el efecto antes descrito. De acuerdo con ello, el limite inferior del contenido de B es de 0.0005%. Por otro lado, cuando el contenido de B es mayor que 0.01%, el efecto se satura, y es causado el deterioro de la extinción de una porción inactiva. Por lo tanto, el límite superior del contenido de B es 0.011%. El límite superior preferible del contenido de B es 0.005%. (7) P: 0.1% o menos P es un elemento que está contenido generalmente como una impureza. Sin embargo, P tiene una acción de aumentar la dureza del acero y de forma estable asegurar la fuerza del acero después de la extinción, y por lo tanto puede estar contenido activamente. Sin embargo, cuando el contenido de P es mayor que 0.1%, la dureza se deteriora de manera significativa. Por consiguiente, el contenido de P se limita a 0.1%. El limite superior preferible del contenido de P es de 0.05%. El limite inferior del contenido de P no necesita ser particularmente limitado, pero una reducción excesiva en el contenido de P provoca un aumento significativo en el costo. Por lo tanto, el limite inferior del contenido de P puede ser 0.0002%. (8) S: 0.0035% o menos S es un elemento que está contenido como impureza. Además, en particular, S forma MnS, y por lo tanto es un factor principal en la reducción de la tenacidad y la anisotropía de la tenacidad. Cuando el contenido de S es superior a 0.0035 %, el deterioro de la tenacidad se vuelve significativa, y por lo tanto el contenido de S se limita a 0.0035%. El limite inferior del contenido de S no necesita ser particularmente limitado, pero una reducción excesiva en el contenido de S provoca un aumento significativo en el costo. Por lo tanto, el limite inferior del contenido de S puede ser 0.0002%. (9) N: 0.01% o menos N es un elemento que está contenido como una impureza y, cuando el contenido de N es superior a 0.01%, se forman nitruros secundarios en acero y se deteriora significativamente la deformabilidad local y la dureza. Por consiguiente, el contenido de N se limita a 0.01%. El limite inferior del contenido de N no necesita ser particularmente limitado, pero una reducción excesiva en el contenido a continuación, provoca un aumento significativo en el costo. Por lo tanto, el limite inferior del contenido a continuación, puede ser 0.0002%. El límite menor preferible del contenido de N es de 0.0008% o superior.

Además de los elementos mencionados anteriormente, la lámina de acero de acuerdo con esta modalidad puede contener elementos arbitrarios descritos a continuación. Estos elementos no están necesariamente contenidas en esta. Por lo tanto, los límites inferiores de las cantidades de los mismos no están particularmente limitados, y los límites inferiores de los mismos son de 0%. (10) Ni: 0.15% o menos, Cu: 0.05% o menos Ni y Cu son elementos eficaces en el aumento de la dureza del acero y de forma estable la fuerza de fijación después de la extinción. Por lo tanto, uno o dos de los elementos puede estar contenidos. Sin embargo, incluso cuando una cantidad de cualquiera de los elementos superiores contenidos superiores al límite superior, el efecto anteriormente descrito está saturado, que es desventajoso en términos de costos. En consecuencia, la cantidad de cada uno de los elementos está configurados como se describe anteriormente. Preferiblemente, el contenido de Ni es 0.10% o menos, y el contenido de Cu es 0.03% o menos. Con el fin de obtener de forma más confiable el efecto anteriormente descrito, es preferible que uno o dos seleccionados del grupo que consiste de Ni: 0.02% o superior y Cu: 0.003% o más están contenidos. (11) Ti: 0.1% o menos, Nb: 0.2 o menos Ti y Nb son elementos que suprimen recristalización y además suprimen crecimiento de grano mediante la formación de carburos finos, formando de esta manera granos de austenita finos cuando se calienta una lámina de acero a una Ac: punto o superior y se facilitan para la formación en caliente. Cuando se forman granos de austenita finos, la tenacidad de un miembro obtenida en caliente se mejora significativamente. Además, Ti está unido principalmente tonelada en acero para generar TiN, y por lo tanto se suprime el consumo de B debido a la precipitación de BN. Como resultado, mediante la inclusión de Ti, a través de templabilidad B puede ser aumentada. Con el fin de obtener el efecto descrito antes, uno o dos de los elementos pueden ser contenidos. Cuando está contenida una mayor cantidad de cualquiera de los elementos que el limite superior, se incrementa la cantidad de precipitación de Tic o NbC y por lo tanto se consume C, por lo tanto, puede haber un caso donde se reduce la fuerza después de enfriamiento. Consecuentemente, la cantidad de cada uno de los elementos se establece como se ha descrito anteriormente. Preferiblemente, el límite superior del contenido de Ti es 0.08%, y el límite superior del contenido de Nb es 0.15%. Además, con el fin de obtener de forma más confiable el efecto descrito anteriormente, es preferible que uno o dos seleccionados del grupo que consiste de Ti: 0.005% o más y Nb: 0.005% o más están contenidos.

El resto excluyendo los componentes anteriormente descrito incluye Fe y una impureza. La impureza indica una materia prima como minerales o material de desecho, o un material incorporado desde un entorno de fabricación.

La lámina de acero de acuerdo con la presente invención puede ser cualquiera de una lámina de acero laminada en caliente y una lámina de acero laminada en frío, y puede ser una lámina de acero laminada en caliente recocida o una lámina de acero laminada en frío recocido que se obtiene por la modalidad de recocido en la lámina de acero laminada en caliente o la lámina de acero laminada en frío. 2. Estructura Metálica (1) Limpieza: 0.08% o menos La limpieza en esta modalidad se define como la suma de las cantidades de una serie, serie B, y las inclusiones de la serie C contenidas en una lámina de acero, que se obtienen por un cálculo aritmético especificado en JIS G 0555. Cuando las cantidades de inclusiones son aumentadas, la propagación de grietas ocurre fácilmente, lo que da como resultado el deterioro de la tenacidad y un aumento en el grado de anisotropia de la tenacidad. Por lo tanto, el limite superior de la limpieza es de 0.08%. El limite superior preferible de la misma es 0.04%. En la lámina de acero de acuerdo con esta modalidad, MnS, que es la inclusión de una serie A es un factor principal del deterioro del grado de anisotropia en la tenacidad. Por lo tanto, en particular, la cantidad de inclusión de serie A es preferiblemente de 0.06% o menos. Más preferiblemente, la cantidad de inclusión serie A es de 0.03% o menos.

Además, la limpieza es preferiblemente tan baja como sea posible. Sin embargo, desde el punto de vista del costo, el limite inferior de la misma puede ser de 0.003% o 0.005%. (2) Grado de Segregación de n a: 1.6 o menos Mn es probable que segregue a la cercanía de una porción central de espesor de una lámina de acero durante el colado. En un caso en donde se produce de manera significativa la segregación central, las inclusiones, tales como MnS se concentran en una porción segregada, dando como resultado una reducción de la tenacidad y un aumento en el grado de anisotropía de la tenacidad. Además, es difícil la martensita generada en la porción segregada durante el enfriamiento rápido, y por lo tanto se deteriora la tenacidad. Además, debido a la interacción entre Mn y P, la segregación de P también aumenta en grado en la porción segregada de Mn, que también causa el deterioro de la tenacidad. Por lo tanto, un grado de segregación de Mn a expresado por la siguiente expresión que es de 1.6 o menos. El grado de segregación de Mn es de preferencia de aproximadamente 1.0 (es decir, la segregación no se produce). Sin embargo, desde el punto de vista de los costos, el límite inferior del mismo puede ser de 1.03 o 1.05. a = (la concentración máxima Mn (% en masa) en una porción central de espesor)/(concentración media de Mn (% en masa) en una posición a una profundidad de 1/4 del espesor de la lámina de la superficie) ... (expresión 1) 3. Capa revestida Una capa de revestimiento puede formarse sobre la superficie de la lámina de acero para formación en caliente de acuerdo con la presente invención con el propósito de mejorar la resistencia a la corrosión y similares, y la obtención de una lámina de acero tratada en la superficie. Incluso cuando se proporciona la capa de revestimiento, no se reduce el efecto de esta modalidad. La capa de revestimiento puede ser una capa electro-revestida, o puede ser una capa revestida por inmersión en caliente. Como la capa electro-revestida, una capa de zinc electrolítica revestida, una capa revestida de aleación de Zn-Ni electrolítica, y similares pueden ser ejemplificadas. A medida que la capa revestida por inmersión en caliente, se puede ejemplificar una capa de galvanizado en caliente, una capa recocida por galvanizado, una capa de aluminio revestida por inmersión en caliente, una capa revestida de aleación de Zn-Al por inmersión en caliente, una capa revestida por aleación de Zn-Al-Mg por inmersión en caliente, una capa revestida de aleación de Zn-Al-Mg-Si de inmersión en caliente, y similares. Una cantidad revestida no se limita particularmente, y puede estar en un rango general. 4. Metodo de fabricación A continuación, se describirá un método representativo de fabricación de la lámina de acero para formación en caliente de acuerdo con la presente invención. Al utilizar el método de fabricación, incluyendo los siguientes procesos, se puede obtener fácilmente la lámina de acero de acuerdo con esta modalidad. (1) proceso de colado continua (SI) El acero fundido que tiene la composición química descrita anteriormente es fundido en una losa mediante un método de colado continua. En este proceso de fundición continua, es preferible que la temperatura del acero fundido sea mayor que una temperatura de líquidos por 5 °C o más, la cantidad de acero fundido que se vierte por unidad de tiempo es de 6 ton/min o menos, y un centro de tratamiento de reducción de la segregación se realiza antes de una pieza fundida se solidifica por completo.

Cuando la cantidad de acero fundido que se vierte por unidad de tiempo (tasa de vertido) del acero fundido durante el colado continuo es mayor que 6 ton/min, el acero fundido en un molde fluye rápido, y por lo tanto quedan atrapados fácilmente de inclusiones y la cantidad de las inclusiones en la losa se incrementa. Cuando la temperatura del acero fundido es superior a la temperatura de líquidos por menos de 5 °C, la viscosidad aumenta, y por lo tanto las inclusiones son menos propensas a flotar. Por lo tanto, se deteriora la cantidad de inclusiones en los aumentos de acero, y la limpieza (se incrementa el valor de los mismos). Cuando el acero fundido se cuela continuamente, es más preferible que la temperatura del acero fundido sea superior a la temperatura liquida de 8 °C o mayor, y la cantidad vertida es 5 ton/min o menos.

A medida que el tratamiento de reducción de segregación central, por ejemplo, llevando a cabo agitación electromagnética o reducción de capa no solidificada en una capa no solidificada antes de que se solidifique por completo la pieza colada, por lo que se puede llevar a cabo la recuperación o extracción de una porción concentrada. (2) Proceso de tratamiento de homogeneización de losa (S2) Como un tratamiento de reducción de la segregación después de la losa está completamente solidificada, se podrá realizar un tratamiento de homogeneización de losa de calentamiento de la losa de 1150°C a 1350 °C y manteniendo la resultante durante 10 horas a 50 horas. Mediante la modalidad del tratamiento de homogenización de losa en las condiciones anteriores, el grado de segregación puede reducirse aún más. Además, el límite superior preferible de la temperatura de calentamiento es de 1300 °C, y el límite superior preferible del tiempo de mantenimiento es de 30 horas. (3) Proceso de laminación en caliente (S3), proceso de enfriamiento (S4), y proceso de enrollado (S5) La losa obtenida por la modalidad del proceso de colada continua antes descrita y el proceso de tratamiento de homogeneización de losa es necesario, se calienta de 1050 ° C a 1350 C y es entonces laminado en caliente en una lámina de acero. La lámina de acero laminada en caliente se mantiene en el rango de temperatura por arriba de 5 segundos a 20 segundos. Después de estar detenido, la lámina de acero se enfría a un intervalo de temperatura de 400 °C a 700 °C por refrigeración por agua. A partir de entonces, se enrolla la lámina de acero enfriada.

Puede haber un caso en donde la losa contiene inclusiones no metálicas que son una de las causas del deterioro de la tenacidad y la capacidad de deformación local de un miembro de extinción después de que se lleve a cabo en la lámina de acero. Por lo tanto, cuando se proporciona la losa para la laminación en caliente, es preferible que tales inclusiones no metálicas sean suficientemente solubilizadas con respecto a la losa que tiene la composición química descrita anteriormente, por calentamiento de la losa a 1050 °C o superior para ser proporcionada para la laminación en caliente, que se acelera solubilizando las inclusiones no metálicas. Por consiguiente, es preferible que la temperatura de la losa proporcionada para la laminación en caliente es 1050°C o superior. Además, la temperatura de la losa prevista la laminación en caliente puede ser 1050 °C o más, y la losa que tiene una temperatura de menos de lo que 1050 °C puede ser calentado a 1050 °C o superior.

En un caso en donde se permite la transformación de austenita trabajado después de laminado de acabado, sigue siendo una textura laminada, lo que provoca la anisotropía en un producto final. Por lo tanto, a fin de permitir que ocurra la transformación de austenita recristalizada, es preferible que la lámina de acero después de ser laminada se mantiene durante 5 segundos o más en el rango de temperatura por arriba. Con el fin de mantener la lámina de acero durante 5 segundos o más en una linea de fabricación, por ejemplo, la lámina de acero puede ser transportada sin ser enfriada por agua en una zona de enfriamiento después del laminado de acabado.

Al establecer una temperatura de bobinado sea 400 °C o más alta, puede ser aumentada una relación de área de ferrita en la estructura de metal. Cuando la relación de área de ferrita es alta, se suprime la resistencia de la lámina de acero laminada en caliente, y por lo tanto el control de carga, control de aplanamiento de la lámina de acero, y el control de espesor de la lámina se facilita durante la laminación en frió en un proceso posterior, lo que da como resultado un aumento en la fabricación la eficiencia. Por lo tanto, la temperatura de bobinado es preferiblemente de 400 °C o superior.

Por otra parte, mediante el establecimiento de la temperatura de bobinado que es de 700 °C o menos, se suprime el crecimiento después de la escala de bobinado, y por lo tanto se suprime la generación de defectos de escala. Además, la deformación de una bobina debido al peso de esta después de que se suprime el bobinado, y se puede suprimir la generación de ralladuras en la superficie de la bobina debido a la deformación. Por lo tanto, la temperatura de bobinado es preferiblemente de 700 °C o menos. La deformación es causada por la expansión de volumen debido a la transformación ferritica y contracción térmica posterior, y desapareciendo la tensión de bobinado en la bobina en un caso en donde la austenita no transformada permanece después del bobinado y la austenita no transformada se transforma en ferrita después del bobinado. (4) Proceso de decapado (S6) El decapado se puede realizar en la lámina de acero después del proceso de bobinado. El decapado puede llevarse a cabo de acuerdo con un método de rutina. Antes del decapado o después del decapado, a fin de acelerar la corrección de planeidad o exfoliación de escamas, la laminación por pasos de la piel se puede realizar, y esto no influye en el efecto de esta modalidad. Una velocidad de alargamiento en un caso de llevar a cabo el laminado por pasos de piel no necesita ser particularmente limitado, y por ejemplo, puede ser de 0.3% o más y menor de 3.0%. (5) El proceso de laminación en frío (S7) La laminación en frío se puede realizar en la lámina de acero decapada obtenida a través del proceso de decapado, según sea necesario. Se puede llevar a cabo un método de laminación en frío de acuerdo con un método de rutina. La reducción por laminación de la laminación en frío puede estar en un intervalo típico, y es generalmente de 30% a 80%. (6) proceso de recocido (S8) El recocido de 700 °C a 950 °C se puede realizar en la lámina de acero laminada en caliente obtenida por el proceso de enrollado (S5) o la lámina de acero laminada en frío obtenida por el proceso de laminación en frío (S7), según sea necesario.

Al realizar el recocido manteniendo la lámina de acero laminada en caliente y la lámina de acero laminado en frió dentro de un rango de temperatura de 700 °C o superior, se puede reducir el efecto de las condiciones de laminación en caliente, y por lo tanto una mayor estabilización de las propiedades después de que puede lograrse la extinción. Además, con respecto a la lámina de acero laminado en frió, la lámina de acero se puede suavizar a través de recristalización, y por lo tanto se puede mejorar la maleabilidad antes de la formación en caliente. Por lo tanto, en el caso de realizar el recocido en la lámina de acero laminada en caliente o la lámina de acero laminada en frió, es preferible que la lámina de acero se mantenga dentro de un rango de temperatura de 700 °C o superior.

Por otra parte, mediante el establecimiento de la temperatura de recocido sea 950 °C o menos, el costo necesario para el recocido puede ser suprimida, y se puede asegurar una alta productividad. Además, ya que el engrosamiento de la estructura se puede suprimir, mejor resistencia puede ser asegurada después de la extinción. Por lo tanto, en el caso de realizar el recocido en la lámina de acero laminada en caliente o la lámina de acero laminado en frió, es preferible que la lámina de acero se lleva a cabo dentro de un intervalo de temperatura de 950 °C o menos.

El enfriamiento a 550 °C después de la hibridación en el caso de realizar el recocido se realiza preferiblemente a una tasa media de enfriamiento de 30° a 20 °C/s. Al establecer la velocidad media de enfriamiento sea 3 °C/s o superior, la generación de perlita gruesa o cementita gruesa puede ser suprimida, y por lo tanto se pueden mejorar las propiedades después de la extinción. Además, mediante el establecimiento de la velocidad media de enfriamiento para ser de 20 ° C/s o menor, se consigue fácilmente la estabilización del material. (7) Proceso de revestimiento (S9) En un caso en donde se forma una capa de revestimiento sobre la superficie de la lámina de acero para obtener una lámina de acero revestida, revestimiento o electro revestimiento o revestimiento de inmersión en caliente puede ser realizado de acuerdo a un método de rutina. En el caso de la galvanización en caliente, se puede utilizar el servicio continuo de galvanizado por inmersión en caliente y el proceso de recocido y un tratamiento de revestimiento posterior se pueden realizar en las instalaciones. De lo contrario, el tratamiento de revestimiento se puede realizar independientemente del proceso de recocido. Además se puede llevar a cabo un tratamiento de aleación, además de la galvanización en caliente para recocido por galvanizado. En el caso de realizar el tratamiento de aleación, una temperatura de tratamiento de aleación es preferiblemente 480 °C a 600 °C.

Al establecer la temperatura de tratamiento de aleación para ser de 480 °C o superior, se pueden suprimir irregularidades en el tratamiento de aleación. Al establecer la temperatura de tratamiento de aleación para ser 600 °C o menos, puede ser suprimido el costo de fabricación, y se puede asegurar una alta productividad. Después de la galvanización en caliente, laminados de paso de piel se puede realizar para la corrección del plano según sea necesario. La tasa de alargamiento de la laminación de paso de piel puede seguir un método de rutina.

La cantidad de inclusiones y el grado de segregación en la lámina de acero se determinan principalmente por los procesos a la laminación en caliente y no se cambian sustancialmente antes y después de la formación en caliente. Por lo tanto, cuando la composición química, la cantidad de inclusiones (limpieza), y el grado de segregación de la lámina de acero antes de la formación en caliente que cumple con los rangos de esta modalidad, un miembro de prensado en caliente fabricado por prensado en caliente realizado a partir de entonces también cumple con los rangos de esta modalidad.

EJEMPLOS Los aceros con las composiciones químicas mostradas en la Tabla 1 se fundieron en un convertidor para una prueba, y se llevó a cabo el colado continuo en este en una máquina de colado continuo para una prueba. Como se muestra en la Tabla 2, en el proceso de colado continuo, la tasa de vertido y la diferencia de temperatura de calentamiento de acero fundido (temperatura del acero fundido, temperatura de líquidos) se cambiaron diversamente durante el colado. Además, en un procedimiento de solidificación de losa, se realizó aqitación electromagnética. Además, en una porción de losa final solidificada, se realizó la extracción de un centro de la porción segregada por reducción de capa no solidificada (extrusión) en la que se redujo el intervalo entre un par de rodillos superiores e inferiores en la máquina de colado continuo. Para la comparación, se produjeron parcialmente losas sobre las que no se realizó agitación y/o extrusión (centro de tratamiento de reducción de la segregación) electromagnética. Después de ello, se realizó un tratamiento de homogeneización de la losa en 1300 °C durante 20 horas. El tratamiento de homogeneización de losa se omitió para algunas de las losas. Mediante el uso de las losas producidas como se describió anteriormente, se realizó la laminación en caliente, y luego se enfriaron las resultantes y se enrollaron para obtener láminas de acero laminadas en caliente que tienen un espesor de lámina de 5.0 mm o 2.9 mm. En cuanto a las condiciones de laminación en caliente en este momento, la temperatura de calentamiento de las losas fue 1250 °C, la temperatura de inicio de laminación era 1150 °C, la temperatura de laminado de acabado fue de 900 °C, y la temperatura de bobinado fue de 650 °C. La laminación en caliente se realiza a través de laminación de múltiples pasadas, y la explotación durante 10 segundos se llevó a cabo después de terminar el laminado. El enfriamiento después de la laminación en caliente se realizó mediante la refrigeración por agua. Para la comparación, sus partes no se sometieron al mantenimiento.

Además, con respecto a las tasas de vertido, un tamaño de una instalación de producción real es diferente de la de la máquina de colado continuo para una prueba utilizada en este ejemplo. Por lo tanto, en la Tabla 2, en consideración de factores de tamaño, se describió un valor que se convierte en la tasa de vertido en la instalación de producción real. Además, la diferencia de temperatura de calentamiento de acero fundido en la Tabla 2 es un valor obtenido restando una temperatura de líquidos de una temperatura del acero fundido.

Las láminas de acero laminadas en caliente obtenidas se sometieron a un tratamiento de decapado de acuerdo con un método de rutina para obtener láminas de acero decapadas. Las láminas de acero decapadas que tienen un espesor de lámina de 5.0 m fueron sometidas a laminación en frío para obtener láminas de acero laminadas en frío que tienen un espesor de lámina de 2.9 mm. Las partes de las láminas de acero laminadas en caliente se sometieron a electro-revestimiento. Las partes de las láminas de acero laminadas en frió se sometieron a recocido (a una temperatura de recocido de 800 °C durante un tiempo de recocido de 60 segundos) en una instalación de recocido continuo, y partes de las piezas fueron posteriormente sometidas a revestimiento de zinc electrolítico. Además, las partes de las láminas de acero laminadas en caliente y las láminas de acero laminadas en frío se sometieron a recocido (a una temperatura de 800 °C durante un tiempo de recocido de 68 segundos) y se galvanizaron por inmersión en caliente en una instalación de galvanizado por inmersión en caliente continuo. La temperatura de un baño de galvanizado por inmersión en caliente fue de 460 °C, y sus partes fueron sometidas a un tratamiento de aleación a 540 °C durante 20 segundos, obteniendo así láminas de acero galvanizadas en caliente y láminas de acero galvanizadas por inmersión.

Tabla 1 (% en masa) Tabla 2 (1/2) (2/2) La formación por prensado en caliente se llevó a cabo en las láminas de acero fabricadas como muestras, mediante el uso de un aparato de ensayo de prensado en caliente. Las láminas de acero en las que se realizó punzonado en blanco con un tamaño de 150 irn cuadrado y un diámetro de agujero de perforación de 36 mm (espacio del 10%) se calentaron en un horno de calentamiento hasta que la superficie de la temperatura de la lámina de acero había alcanzado 900 °C, se llevaron a cabo a la temperatura durante 4 minutos, y fueron extraídas del horno de calentamiento. A partir de entonces, las láminas de acero se enfriaron a 750 °C por enfriamiento al aire, fueron sometidas a eliminación de rebabas en caliente en el momento cuando la temperatura alcanzó 750 °C, y se llevan a cabo durante 1 minuto en el punto muerto inferior de la máquina de prensado. Las condiciones de eliminación de rebabas en caliente son las siguientes: Forma de perforación: cónica, Diámetro de perforación: 60 mm, Velocidad de Prensado: 40 mm/s, El enfriamiento después de la formación se llevó a cabo por enfriamiento de la matriz, de manera que la lámina de acero se mantuvo durante 1 minuto en el centro muerto inferior.

En la sección transversal de la lámina de acero prensada en caliente, que es paralela a la dirección de laminación, las durezas de una porción de eliminación de rebabas (una porción formada a alta tensión que se habían sometido a una deformación plástica de 20% o superior) y una porción de pestaña (una porción en abanico de bajo tensión que se había sometido a una cantidad de deformación plástica de 5% o menos) en la posición a una profundidad de 1/4 del espesor de la lámina en la sección transversal se midieron por medidor de dureza de Vickers. La carga de medición fue de 98 kN. Un método de medición se basó en la norma JIS Z 2244. La medición de la dureza se realizó un total de cinco veces mientras se mueve por un paso de 200 mm en la misma posición de espesor. El valor promedio de cinco valores de dureza Vickers obtenida de cada miembro fue obtenido como una dureza media (Hv), y un caso en donde DHn fue de 40 o menos se determinó como la diferencia entre la dureza media de la porción de eliminación de rebabas y se obtuvo la dureza media de la porción de pestaña ((DHn = porción de eliminación de rebabas Hv) - (porción de pestaña Hv)) aceptable. Los resultados del examen de la dureza se muestran en la Tabla 3.

Además, la cantidad de tensión se obtuvo midiendo el espesor de la lámina en cada una de las posiciones de la lámina de acero trabajada y el cálculo de la cantidad de una reducción en el espesor de la lámina después de la obra desde el espesor de la lámina antes del trabajo.

Además, en las láminas de acero fabricadas como muestras, se llevó a cabo un examen de un valor de dureza (valor absoluto de la dureza) y la anisotropia en la tenacidad.

El examen se llevó a cabo de la siguiente manera. En primer lugar, la lámina de acero que tiene un espesor de lámina de 2.9 m se calentó hasta la temperatura de superficie de la lámina de acero se había alcanzado 900 °C en el horno de calentamiento, se llevó a cabo durante 4 minutos a la temperatura, y luego se extrajo del horno de calentamiento. A continuación, la lámina de acero se enfrió a 750 °C por enfriamiento al aire, se interpone entre los dados de la placa plana n el momento cuando la temperatura había alcanzado 750 °C y se mantuvo durante 1 minuto. A partir de entonces, las superficies frontales y posteriores de las muestras se molieron hasta un espesor de 2.5 mm. Se recogieron muestras de ensayo de impacto Charpy de manera que las direcciones longitudinales de las muestras estaban en la dirección de laminación y una dirección perpendicular a la rodadura. En este momento, una muesca era una muesca en V a una profundidad de 2 mm. La prueba de impacto se realizó sobre la base de JIS Z 2242 a temperatura ambiente como la temperatura de prueba. La relación entre un valor de impacto en la dirección de laminación (energía absorbida/área en sección transversal) y un valor de impacto en la dirección perpendicular a la rodadura usada como un índice de la anisotropía.

Los resultados se muestran en la Tabla 3. Como resultado de la prueba, cuando el valor de impacto en la dirección de laminación longitudinal fue 70 J/cm2 o más y el valor de impacto proporción era de 0.65 o superior, se determinaron buenas propiedades.

La limpieza de la lámina de acero se examinó sobre la base de JIS G 0555. Se cortaron muestras de la lámina de acero de cada uno de los Números de Prueba en cinco puntos, y la limpieza de cada una de las posiciones ATL/8, 1/4, 1/2,3/4 y 7/8 del espesor de la lámina fue examinado por un método de recuento de puntos. Entre los resultados en cada una de las posiciones del espesor de lámina, un valor que tiene la mayor limpieza se determinó como la limpieza de la muestra. La limpieza era la suma de la serie A, serie B, y las inclusiones de la serie C.

El grado de segregación Mn se obtuvo mediante la modalidad de análisis de superficie del componente de Mn mediante un EPMA. Las muestras se cortan de la lámina de acero de cada uno de los números de prueba. En cinco puntos, se midieron los campos visuales 10 en cada una de las posiciones en 1/4 y 1/2 del espesor de la lámina con una ampliación de 500 veces, y se empleó el valor medio de los grados de segregación de n de cada uno de los campos visuales.

Tabla 3 (1/2) (2/2) En todo de las Pruebas Nos.16 a 19, 21, y 22, la dureza media de la porción rebabas que era porción deformada de alta tensión se redujo significativamente en comparación con la dureza media de la porción de pestaña que la porción deformada por baja tensión, y los valores DHn se aumentó de 41 a 99. Esto es porque la porción de eliminación de rebabas se suavizó por la transformación ferritica inducida por deformación causada por el trabajo de eliminación rebabas. En este caso, en el producto formado en caliente fabricado, la dureza fue localmente diferente, y por lo tanto la fuerza del producto formada no era uniforme, pero se redujo parcialmente. Por lo tanto, se redujo la confiabilidad como un producto.

Además, en las Pruebas No. 4, 8, 10, 12, 15, 18, 20, 23, y 24, las composiciones químicas, la limpieza o el grado de segregación estaban fuera de los intervalos de la presente invención, y por lo tanto fue insuficiente el valor de impacto en la dirección de laminación y/o la relación de valor de impacto.

Contrario a esto, en todas las láminas de acero que tienen la composición química de la presente invención, independientemente de la presencia o ausencia del proceso de laminación en frío, la presencia o ausencia del proceso de recocido, o el tipo de revestimiento, el DHn fue de -4 a 24, la diferencia entre la dureza promedio de la porción de pestaña y la dureza media de la porción de eliminación rebabas era pequeña, y la estabilidad de dureza y resistencia durante la formación a alta tensión fue excelente.

Además, la dureza después del laminado en caliente y la anisotropía de la tenacidad exhibió valores suficientes.

Aplicación industrial En la lámina de acero o de la presente invención, incluso en un caso en donde se lleva a cabo la formación en caliente acompañada con formación por alta tensión tal como eliminación de rebabas, se suprime la transformación ferrática inducida por tensión en la porción formada. Por lo tanto, una lámina de acero que tiene una distribución dureza estable después de la formación en caliente, se obtienen excelente tenacidad y baja anisotropía de la tenacidad después de la formación en caliente. La lámina de acero es apropiada para, por ejemplo, un material de un miembro de estructura mecánica que incluye un miembro de estructura de la carrocería, un miembro de la parte inferior, y similares de un vehículo, y por lo tanto la presente invención es muy útil en campos industriales.

Claims

REIVINDICACIONES

1.- Una lámina de acero que comprende como una composición química, por % en masa, C: 0.18% a 0.275%; Si: 0.02% a 0.15%; Mn: 1.85% a 2.75%; Al. sol.: 0.0002% a 0.5%; Cr: 0.05% a 1.00 %; B: 0.0005% a 0.01%; P: 0.1% o menos; S: 0.0035% o menos; N: 0.01% o menos; Ni: 0% a 0.15%; Cu: 0% a 0.05%; Ti: 0% a 0.1%; Nb: 0% a 0.2%; y un resto incluyendo Fe e impurezas, en donde una limpieza de una estructura de metal es de 0.08% o menos, a que es un grado de segregación de Mn expresado por la siguiente expresión 1 es de 1.6 o menos, y en una formación en caliente, una diferencia de DHn en una dureza media después de la formación en caliente entre una porción formada bajo tensión que sufre una deformación plástica de 5% o menos y una porción formada de alta tensión que sufre una deformación plástica de 20% o mayor es de 40 o menos, a (una concentración máxima de Mn, por % en masa, en una porción de centro de espesor de la lámina de acero) / (una concentración media Mn, por % en masa, en una posición a una profundidad de 1/4 de un espesor de lámina de una superficie de la lámina de acero) ... expresión 1.

2.- La lámina de acero de acuerdo con la reivindicación 1, en donde la composición química incluye, además, en lugar de una parte de Fe, por % en masa, uno o dos seleccionados del grupo que consiste de Ni: 0.02% a 0.15%, y Cu: 0.003% a 0.05%.

3.- La lámina de acero de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, en donde la composición química incluye, además, en lugar de una parte de Fe, % en masa, uno o dos seleccionados de entre el grupo que consiste en Ti: 0.005% a 0.1%, y Nb: 0.005% a 0.2%.

4.- La lámina de acero de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, en donde la superficie de la lámina de acero incluye además una capa revestida.

5.- La lámina de acero de acuerdo con la reivindicación 3, n donde la superficie de la lámina de acero incluye además una lámina revestida.