MX2015002803A - Lamina de acero de estructura mixta y proceso para producir la misma. - Google Patents

Lamina de acero de estructura mixta y proceso para producir la misma.

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Hiroshi Shuto
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Hiroyuki Okada
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Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
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Abstract

Una lámina de acero de estructura mixta que contiene, en términos de % en masa, 0.01 a 0.1% de C; 0.2 a 3% de Mn; 0.04 a 1.5% de Al; 0.015 a 0.2% de Ti; hasta 0.01% de P, hasta 0.005% de S, y hasta 0.01% de N, satiface [Ti]-48/4x[N]-48/32x[S]=0% y satiface 0.001=Ex.C(%)/fsd (%)= 0.01, en donde Ex.C(%)=[C]-12/48x{[Ti]+48/9 3x[Nb]-48/14x[N]-48/32x[S]}, con el resto comprendiendo Fe e impurezas. En esta lámina de acero de estructura mixta, la microestructura a una profundidad de del espesor de la lámina es una estructura mixta en donde la fase principal comprende ferrita poligonal que ha sido endurecida por precipitación con carburo de Ti y la segunda fase comprende una pluralidad de granos de producto de transformación a baja temperatura dispersos presentes en una porción de área (fsd(%)) de 1 a 10%, los granos de producto de transformación a baja temperatura teniendo un diámetro de cristal promedio de 3 a 15 µm y teniendo una distancia entre los granos de producto de transformación a baja temperatura más cercanos de 10 a 20 µm en promedio.

Description

LÁMINA DE ACERO DE ESTRUCTURA MIXTA Y PROCESO PARA PRODUCIR LA MISMA Campo téenico de la invención La presente invención se refiere a una lámina de acero de fase dual compuesta de ferrita y productos de transformación a baja temperatura y un método de fabricación de la misma. Esta solicitud se basa en, y reclama el beneficio de prioridad de, la Solicitud de Patente Japonesa previa No. 2012-212783, presentada el 26 de septiembre de 2012, cuyo contenido se incorpora en este documento por referencia en su totalidad.
Antecedentes de la invención En años recientes, se ha promovido la reducción de peso de varias partes que constituyen un automóvil con el fin de mejorar el consumo de combustible de un automóvil. Los medios de reducción de peso difieren dependiendo de cada rendimiento de las partes requerido, y por ejemplo, para una parte de la estructura, se realiza el adelgazamiento del espesor logrado al incrementar la resistencia de la lámina de acero, y para una parte de panel, se realiza la aplicación de un metal ligero tal como aleación de Al a una lámina de acero y similares. Sin embargo, cuando se compara con el acero, el metal ligero tal como una aleación de Al es costosa, por lo que principalmente se aplica a automóviles de lujo en el mundo real.
Por otra parte, una demanda de automóviles está siendo cambiada de países desarrollados a países emergentes, y de ahora en adelante, se espera que se logre tanto la reducción de peso como la reducción en precios. Para cualesquiera partes, es necesario lograr el incremento en resistencia y reducción en peso del acero logrado por el adelgazamiento del espesor.
Los colados y forjados de aluminio han sido ventajosos para riñes para vehículos de pasajeros en términos de diseño. Sin embargo, aun cuando recientemente se usan productos prensados de acero como riñes para vehículos de pasajeros, al contemplar materiales y métodos, están surgiendo productos que tienen el diseño equivalente al de un rin de aluminio.
En particular, además de excelente resistencia a la fatiga y resistencia a la corrosión que se han requerido hasta ahora en un disco de rin visto por un usuario final, el diseño y estética equivalentes a los de un rin de aluminio también se requieren en un rin de acero. De manera similar, también en una lámina de acero para un disco de rin, se requiere la mejora en la trabajabilidad para mejorar el diseño como una parte y la mejora en propiedad de superficie para asegurar la estética, además del incremento en resistencia que logra el adelgazamiento del espesor, y la resistencia a la fatiga y la resistencia a la corrosión que se han requerido hasta ahora.
Como propiedades que se han requerido hasta ahora en la lámina de acero para disco de rin, la trabajabilidad de pandeo, la capacidad de estiramiento y la resistencia a la fatiga se han considerado importantes en particular. Esto se debe a que el trabajo de una porción de sombrero es desafiante entre los pasos de formación del disco del rin y la resistencia a la fatiga es manejada por los estándares estrictos entre las propiedades del miembro del rin.
En la actualidad, a fin de hacer énfasis en la resistencia a la fatiga de un miembro como una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia para disco de rin, se han usado láminas de acero de fase dual de ferrita-martensita de grado 590 MPa excelente en propiedad de fatiga (lo que se denomina acero de Fase Dual). Sin embargo, el nivel de resistencia requerido en estas láminas de acero se incrementa del grado 590 MPa al grado 780 MPa y la resistencia tiende a incrementar aún más.
En el Documento que no es Patente 1, se ha descrito un método para asegurar el alargamiento uniforme incluso con la misma resistencia al convertir una microestructura de una lámina de acero en una estructura mixta tal como una estructura mixta de acero de fase dual de ferrita y martensita (que se describirá como acero DP de aquí en adelante).
Por otra parte, se ha sabido que en el acero DP la deformabilidad local tipificada por formación de doblez, expansión de agujero y formación de rebabas es baja. Esto se debe a que una diferencia de resistencia entre la ferrita y martensita es grande, por lo que la concentración de deformación y esfuerzo grandes ocurren en ferrita cerca de la martensita con formación y ocurre agrietamiento.
Con base en este hallazgo, se ha desarrollado una lámina de acero de alta resistencia cuya relación de expansión de agujero es incrementada al disminuir la diferencia en resistencia entre las estructuras. En el Documento de Patente 1, se ha propuesto una lámina de acero en la cual la resistencia es asegurada al aplicar bainita o ferrita.bainitica como su fase principal para mejorar en gran medida la capacidad de expansión de agujero. El acero está diseñado para estar compuesto de una estructura sencilla, y por lo tanto se ha evitado que ocurra la concentración de deformación y esfuerzo descrita anteriormente y se puede obtener una relación de expansión de agujero alta.
Sin embargo, el acero está diseñado para estar compuesto de una sola estructura de bainita o ferrita bainitica, y por lo tanto el alargamiento se deteriora en gran medida y no se puede obtener alargamiento y capacidad de expansión de agujero.
Además, en años recientes, se han propuesto láminas de acero de alta resistencia en las cuales la ferrita excelente en alargamiento se usa como una estructura de un acero de una sola estructura y un incremento en resistencia se logra usando carburo de Ti, Mo, o similar (por ejemplo, Documentos de Patente 2 a 4).
Sin embargo, la lámina de acero propuesta en el Documento de Patente 2 contiene una gran cantidad de Mo. La lámina de acero propuesta en el Documento de Patente 3 contiene una gran cantidad de V. Además, la lámina de acero propuesta en el Documento de Patente 4 necesita ser enfriada a la mitad del laminado para hacer granos de cristal finos. Por lo tanto, existe un problema de que el costo de la aleación y el costo de fabricación se incrementan. Además, incluso en esta lámina de acero, la ferrita misma es incrementada en gran medida en resistencia, y por lo tanto el alargamiento se deteriora. El alargamiento del acero de una sola estructura compuesto de bainita o ferrita bainitica es excelente, pero el equilibrio de capacidad de alargamiento-expansión de agujero no es necesariamente suficiente.
Además, en el Documento de Patente 5, se ha propuesto una lámina de acero de fase dual en la cual en un acero DP, la bainita se usa en lugar de martensita y una diferencia en resistencia entre las estructuras de ferrita y bainita es reducida, incrementando asi la capacidad de expansión de agujero.
Sin embargo, como resultado de que una relación de área de la estructura de bainita se incrementó a fin de asegurar la resistencia, el alargamiento se deterioró y el equilibrio de alargamiento-capacidad de expansión de agujero no fue suficiente.
Además, en los Documentos de Patente 7 a 9, se han propuesto láminas de acero en donde la ferrita en un acero DP es fortalecido por precipitación y por lo tanto una diferencia en resistencia entre la ferrita y la estructura disminuye.
Sin embargo, en esta téenica, Mo es un elemento esencial que causa el problema de que el costo de fabricación se incremente. Además, aun cuando la ferrita es fortalecida por precipitación, la diferencia en resistencia entre la ferrita y martensita que es una estructura dura es grande, ocasionando que no se obtenga un efecto de mejora de capacidad de expansión de agujero alto.
Por otra parte, para convertir una microestructura en una fase dual de ferrita y martensita, a menudo se añade Si a estos aceros DP para el propósito de promover la transformación de ferrita. Sin embargo, cuando Si está contenido, un patrón de escala de rayas de tigre llamada escala roja (escala de Si) se genera sobre la superficie de la lámina de acero, por lo que es difícil aplicar el acero DP a varias láminas de acero usadas para discos de rin altamente diseñados requeridos para tener buena estética.
En el Documento de Patente 10, se ha descrito una téenica relacionada con una lámina de acero capaz de obtener un excelente equilibrio entre alargamiento y capacidad de expansión de agujero al controlar una fracción de martensita en un acero DP a 3 a 10% en una lámina de acero de grado 780 MPa o superior. Sin embargo, se añade 0.5% o más de Si, haciendo así difícil evitar el patrón de escala de Si, por lo que es difícil aplicar la técnica a varias láminas de acero usadas para discos de rin altamente diseñados requeridos para tener buena estética.
Con respecto a este problema, se ha descrito una técnica de una lámina de acero laminada en caliente de alta tensión capaz de suprimir la aparición de escamas rojas al suprimir la cantidad añadida de Si a 0.3% o menos y al obtener además alta resistencia y excelente rebordeo por estirado al añadir Mo y hacer precipitados finos (por ejemplo, los Documentos de Patente 11 y 12).
Sin embargo, en láminas de acero que han tenido la técnica anteriormente descrita expuesta en los Documentos de Patente 11 y 12 aplicada a la misma, la cantidad añadida de Si es aproximadamente 0.3% o menos, pero es difícil suprimir lo suficiente la aparición de escamas rojas, y la adición de 0.07% o más de Mo que es un elemento de aleación costoso es esencial, por lo que existe el problema de que el costo de fabricación es alto.
Además, en el Documento de Patente 13, se ha descrito una téenica de evitar la aparición de escamas rojas al definir el limite superior del contenido de Si. Sin embargo, no hay descripción técnica sobre la propiedad de fatiga de muesca.
Además, en el Documento de Patente 14, se ha descrito una técnica para mejorar una propiedad de fatiga de ciclo bajo al añadir Al. Sin embargo, no hay una descripción técnica sobre propiedad de fatiga de muesca que sea una propiedad de fatiga bajo concentración de esfuerzo.
Documento de la técnica anterior Documento de Patente Documento de Patente 1: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2003-193190 Documento de Patente 2: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2003-089848 Documento de Patente 3: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2007-063668 Documento de Patente 4: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2004-143518 Documento de Patente 5: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2004-204326 Documento de Patente 6: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2007-302918 Documento de Patente 7: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2003-321737 Documento de Patente 8: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2003-321738 Documento de Patente 9: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2003-321739 Documento de Patente 10: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2011-184788 Documento de Patente 11: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2002-322540 Documento de Patente 12: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2002-322541 Documento de Patente 13: Publicación de Patente Japonesa No.2007-082567 Documento de Patente 14: Publicación de Patente Japonesa abierta al público No.2010-150581 Documento que no es Patente Documento que no es Patente 1: 0. Matsumura et al, Trans. ISIJ(1987) vol.27, p.570 Descripción de la invención Problemas que han de ser resueltos por la invención La presente invención tiene como objeto proveer una lámina de acero de fase dual de alta resistencia de trabajabilidad de rebabas que tenga una resistencia a la tensión de 540 MPa o superior y que tenga excelente propiedad de superficie y propiedad fatiga de muesca y un método de fabricación de la misma.
Medios para resolver los problemas Los inventores del presente documento repitieron exámenes intensos sobre la relación entre una constitución estructural de un acero de fase dual que tiene ductilidad alta y que tiene alta resistencia y alargamiento uniforme, trabajabilidad de rebabas y propiedad de fatiga de muesca con base en la premisa de un componente de acero que no contiene Si con el propósito de evitar un patrón de escamas de Si. Como resultado, encontraron un método de llevar el alargamiento uniforme, la trabajabilidad de rebabas y la propiedad de fatiga de muesca a equilibrio en un alto nivel al controlar el componente de acero, un estado de dispersión, forma, tamaño y nanodureza del producto de transformación a baja temperatura siendo una segunda fase. Es decir, como un sustituto para Si, se añadió apropiadamente Al para evitar un patrón de escamas de Si, y la fabricación de una estructura mixta en la cual la ferrita poligonal se establece como una fase principal y un producto de transformación a baja temperatura se establece como una segunda fase fue promovida. Además, aprendieron intervalos óptimos de una fracción, un tamaño y similares del producto de transformación a baja temperatura que pudo lograr el alargamiento, la trabajabilidad de rebabas y la propiedad de fatiga de muesca. Además, esclarecieron que al contemplar no sólo el componente de acero sino también un método de laminado en caliente, estos intervalos óptimos se pueden obtener con repetición. La presente invención se ha hecho con base en dichos hallazgos y la esencia de los mismos es la siguiente. [1] Una lámina de acero de fase dual contiene: en % en masa, C: 0.01 a 0.1%; Mn: 0.2 a 3%; Al: 0.04 a 1.5%; Ti: 0.015 a 0.2%; Si: 0 a 0.5%; Nb: 0 a 0.06%; Cu: 0 a 1.2%; Ni: 0 a 0.6%; Mo: 0 a 1%; V: 0 a 0.2%; Cr: 0 a 2%; W: 0 a 0.5%: Mg: 0 a 0.01%; Ca: 0 a 0.01%; REM: 0 a 0.1%; B: 0 a 0.002%; P: 0.01% o menos; S: 0.005% o menos; N: 0.01% o menos, en los cuales [Ti] - 48/14 X [N] - 48/32 X [S] ³ 0% se satisface y cuando Ex.C (%) = [C] - 12/48 X {[Ti] + 48/93 X [Nb] - 48/14 X [N] - 48/32 X [S]} se establece, 0.001 £ Ex.C (%)/fsd(%) £ 0.01 se satisface, y el resto está compuesto de Fe e impurezas, en el cual en la posición de 1/4 de espesor de un espesor de lámina, una microestructura es una fase dual con su fase principal compuesta de ferrita fortalecida por precipitación por carburo de Ti y su segunda fase compuesta de 1 a 10% en fracción de área (fsd (%)) de productos de transformación a baja temperatura pluralmente dispersados, y un diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura es 3 a 15 mm y el valor promedio de una distancia del enfoque más cercano entre los productos de transformación a baja temperatura es 10 a 20 mm. [2] La lámina de acero de fase dual de conformidad con [1], contiene: en % en masa, Si: 0.02% a 0.5%. [3] La lámina de acero de fase dual de conformidad con [1] o [2], contiene: uno o dos o más de en % en masa.
Nb: 0.0050.06%; Cu; 0.02 a 1.2%; Ni: 0.01 a 0.6%; Mo: 0.01 a 1%; V: 0.01 a 0.2%; Cr: 0.01 a 2%; y W: 0.01 a 0.5%. [4] La lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de [1] a [3], contiene: uno o dos o más de en % en masa, Mg: 0.0005 a 0.01%; Ca: 0.0005 a 0.01%; y REM: 0.0005 a 0.1%. [5] La lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de [1] a [4], contiene: en % en masa, B: 0.0002 a 0.002%. [6] La lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de [1] a [5], en la cual el galvanizado se realiza sobre su superficie. [7] Un método de fabricación de una lámina de acero de fase dual incluye: en una placa que contiene: en % en masa, C: 0.01 a 0.1%; Mn: 0.2 a 3%; Al: 0.04 a 1.5%; Ti: 0.015 a 0.2% o menos; Si: 0 a 0,5%; Nb: 0 a 0.06%; Cu: 0 a 1.2%; Ni: 0 a 0.6%; Mo: 0 a 1%; V: 0 a 0.2%; Cr: 0 a 2%; W: 0 a 0.5%; Mg: 0 a 0.01%; Ca: 0 a 0.01%; REM: 0 a 0.1%; B: 0 a 0.002%; P: 0.01% o menos; S: 0.005% o menos; N: 0.01% o menos en la cual [Ti] - 48/14 X [N] - 48/32 X [S] ³ 0% se satisface y cuando Ex.C (%) = [C] - 12/48 X {[Ti] + 48/93 X [Nb] - 48/14 X [N] - 48/32 X [S]} se establece, 0.001 £ Ex.C (%)/fsd (%) £ 0.01 se satisface, y el resto estando compuesto de Fe e impurezas, realizando calentamiento a una temperatura SRTmin (°C) o superior, que es definida por la expresión (1) siguiente, y después en laminado en caliente, realizar laminado en bruto a una relación de reducción de 20% o más en una zona de temperatura de no menos de 1050°C o mayor que 1150°C por lo menos para una pasada, y después iniciar el laminado de acabado dentro de 150 segundos en una zona de temperatura de 1000°C o mayor y menor que 1080°C, y completar este laminado de acabado con la relación de reducción total para la pluralidad de pasadas de no menos de 75% o no más de 95% en una zona de temperatura no menor que una temperatura de punto de transformación Ar3 + 50°C ni mayor que 1000°C; y dentro de 3 segundos, realizar enfriamiento hasta menos de la temperatura de punto de transformación Ar3 a una velocidad de enfriamiento promedio de 15°C/seg o más, y enseguida realizar enfriamiento hasta una zona de temperatura mayor que 600°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un periodo de 1 segundo o mayor y menor de 100 segundos, y enseguida realizar enfriamiento hasta una zona de temperatura de 350°C o menor a una velocidad de enfriamiento de 15°C/seg o más, y realizar devanado.
SRTra n = 10780/ ( 5. 13 - log ( [Ti] X [C] ) } - 273 Expresión ( 1 ) [8] El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con [7], que además incluye: en el laminado en caliente, realizar laminado en bruto en una relación de reducción de 20% o más en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C para una pluralidad de fases, en la cual la relación de reducción total de laminado en bruto es no menor que 60% ni mayor que 90%. [9] El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con [7] o [8], que además incluye: realizar enfriamiento hasta una zona de temperatura de 100°C o menor y realizar devanado. [10] El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de [7] a [9], en el cual al realizar el enfriamiento hasta la zona de temperatura mayor que 600°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menor durante un periodo de 1 segundo o mayor y menor que 100 segundos, cuando una longitud de difusión acumulativa total Ltotai de Ti en ferrita es expresada por la expresión (3) siguiente al añadir una longitud de difusión L de Ti en ferrita expresada por la expresión (2) siguiente durante un tiempo muy corto At/seg desde una temperatura de terminación de enfriamiento hasta el devanado, 0.15 £ Ltotai = 0-5 se satisface.
L = VD(T + 273)t ... Expresión (2) Ltotai + 273)At) ... Expresión (3) Aquí, D(T + 273) es un coeficiente de difusión a T°C. t es un período de difusión.
D(T) se expresa por la expresión (4) siguiente, usando un coeficiente de difusión DO de Ti, una energía de activación Q, y una constante de gas R.
D(T) = DO X Exp(-Q/R*(T + 273))... Expresión (4) [11] El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de [7] a [10], en la cual al realizar el enfriamiento hasta la zona de temperatura de mayor que 600°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menor durante un período de 1 segundo o mayor y menor que 100 segundos, una lámina de acero es sumergida en un baño de galvanizado para galvanizar su superficie. [12] El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con [11], que además incluye: sobre una lámina de acero de fase dual galvanizada, realizar un tratamiento de aleación en un intervalo de temperatura de 450 a 600°C.
Efecto de la invención De conformidad con la presente invención, es posible obtener una lámina de acero de fase dual de alta resistencia excelente en alargamiento uniforme, trabajabilidad de rebabas y propiedad de fatiga de muesca, y además excelente también en propiedad de superficie asi como que tiene una alta resistencia de 540 MPa o más alta, y la contribución industrial es extremadamente significativa.
Breve descripción de los dibujos La figura 1 es una vista que muestra una pieza de prueba de fatiga con muesca.
Modo para llevar a cabo la invención Una lámina de acero de fase dual es una lámina de acero en la cual los productos de transformación a baja temperatura duros tipificados por martensita son dispersados en ferrita blanda, y se obtiene alargamiento uniforme alto asi como resistencia alta. Sin embargo, en el tiempo de deformación, concentración de deformación y esfuerzo causada por una diferencia de resistencia entre la ferrita y martensita ocurre, y huecos que ocasionan fractura dúctil es probable que se generen cada vez más, por lo que es importante que la deformabilidad local relacionada con trabajabilidad de rebabas sea muy baja.
Por otra parte, con respecto a una propiedad de fatiga de muesca para evaluar una propiedad de fatiga bajo concentración de esfuerzo, se sabe que la mayor parte de la vida de fractura se deriva de la propagación de una grieta por fatiga. En el acero de fase dual en el cual los productos de transformación a baja temperatura duros tipificados por martensita son dispersados en ferrita blanda, es concebible que cuando una grieta por fatiga se propaga a través de ferrita blanda, el producto de transformación a baja temperatura duro se vuelve un obstáculo a la propagación de grieta por fatiga, la velocidad de propagación disminuye y la propiedad de fatiga de muesca mejora.
Sin embargo, exámenes detallados sobre una fracción, tamaño y similares del producto de transformación a baja temperatura en la lámina de acero de fase dual, el comportamiento de generación y crecimiento de huecos que ocasionan fractura dúctil, y la velocidad de propagación de una grieta por fatiga no son conducidos. La microestructura óptima capaz de lograr mejora en la deformabilidad local relacionada con la trabajabilidad de rebabas de la lámina de acero de fase dual y disminución en la velocidad de propagación de una grieta por fatiga no es necesariamente definitiva.
Además, los componentes y el método de fabricación de una lámina de acero capaz de satisfacer toda la evitación de un patrón de escamas de Si relacionado con una propiedad de superficie de una lámina de acero para el propósito de lograr el diseño y estética equivalentes a los del rin de aluminio con un rin de acero, seguridad de resistencia a la corrosión post-revestimiento, trabajabilidad de rebabas y propiedad de fatiga de muesca, no son necesariamente definitivas.
Por lo tanto, los inventores de la presente repitieron exámenes exhaustivos sobre la relación entre una constitución estructural de un acero de fase dual que tiene una ductilidad alta asi como que tiene una alta resistencia y alargamiento uniforme, trabajabilidad de rebabas, y una propiedad de fatiga de muesca con base en la premisa de un componente de acero que no contiene Si para el propósito de evitar un patrón de escamas de Si. Como resultado, encontraron un método de llevar el alargamiento uniforme, la trabajabilidad de rebabas y la propiedad de fatiga de muesca a equilibrio en un nivel alto al controlar el componente de acero, el estado de dispersión, forma, tamaño y nanodureza del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase.
En concreto, el contenido de Si fue controlado a 0.5% o menos, para evitar asi el patrón de escamas de Si. Además, con el fin de llevar la fracción de área (fsd (%)), tamaño y similares del producto de transformación a baja temperatura a intervalos apropiados, la cantidad de Ex.C fue controlada en un intervalo que satisface 0.001 £ Ex.C (%)/fsd (%) £ 0.01 (siendo Ex.C (%) = [C] - 12/48 X {(Ti] + 48/93 X [Nb] - 48/14 X [N] - 48/32 X [S]}, aquí). Además, en la posición de 1/4 del espesor de un espesor de lámina, una microestructura se estableció a una de fase dual con su fase principal compuesta de ferrita poligonal fortalecida por precipitación por carburo de Ti y su segunda fase compuesta de 1 a 10% en fracción de área (fsd (%)) de productos de transformación a baja temperatura pluralmente dispersados. Entonces, un diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura antes mencionado se estableció a 3 a 15 mm, y un valor medio de una distancia del enfoque más cercano entre los productos de transformación a baja temperatura se estableció a 10 a 20 pm. Como resultado, hicieron claro que es posible llevar el alargamiento uniforme, la trabajabilidad de rebabas y la propiedad de fatiga de muesca a equilibrio en un alto nivel.
Como un método de prueba por el cual la diferencia de trabajabilidad de rebabas aparece claramente, se propone una prueba de expansión de agujero. El valor de expansión de agujero obtenido por esta prueba es ampliamente usado como un índice para evaluar la deformabilidad en relación con la trabajabilidad de rebabas. La aparición y el progreso de una grieta en expansión de agujero son causadas por fractura dúctil con generación, crecimiento y conexión de huecos establecidos como pasos elementales. En una estructura que tiene una diferencia de resistencia grande como es la lámina de acero de fase dual, ocurre concentración de deformación y esfuerzo alta debido a productos de transformación a baja temperatura duros, por lo que se producen huecos que crecen fácilmente y el valor de expansión de agujero es bajo.
Sin embargo, cuando la relación entre la estructura y la generación y comportamiento de crecimiento de los huecos y la relación entre ellos y la capacidad de expansión de agujero se examinan en detalle, queda claro que dependiendo del estado de dispersión del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura, la generación, crecimiento y conexión de huecos es algunas veces retardado, haciendo asi posible obtener un valor de expansión de agujero excelente.
En concreto, cuando los productos de transformación a baja temperatura dispersados en una forma de isla, la fracción de área fsd es 10% o menos, el diámetro de cristal promedio es 15 gm o menos y el valor promedio de la distancia de aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura es 20 mm o menos, la generación, crecimiento y conexión de huecos son retardados, haciendo asi posible obtener un excelente valor de expansión de agujero.
Esto se debe a que cuando los productos de transformación a baja temperatura se hacen pequeños y el número por volumen unitario es reducido, los productos de transformación a baja temperatura que son sitios de aparición de huecos mismos o vecindades de colindancias entre la ferrita y los productos de transformación a baja temperatura se reducen y los intervalos respectivos entre los productos de transformación a baja temperatura se incrementan, y por lo tanto los huecos no están conectados fácilmente y el crecimiento de huecos se suprime. Además, la dureza del producto de transformación a baja temperatura está limitada a un cierto intervalo, y por lo tanto la aparición local de huecos que son una etapa inicial de la deformación se puede evitar y el crecimiento no uniforme de huecos se suprime.
Por otra parte, la propiedad de fatiga de muesca se puede mejorar al dispersar el producto de transformación a baja temperatura y disminuir la velocidad de propagación de una grieta de fatiga. En el caso del acero de fase dual, se sabe que la velocidad de propagación de una grieta de fatiga cambia dependiendo del estado de dispersión del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura, y optimizando el estado de dispersión, el efecto se presenta.
En concreto, siempre que los productos de transformación a baja temperatura dispersados en una forma de isla, la fracción de área fsd es 1% o más, el diámetro de cristal promedio es 3 mm o más, y el valor promedio de la distancia de aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura es 10 pm o más, una grieta por fatiga para pasar por ferrita blanda se mantiene en o se desvia del producto de transformación a baja temperatura gue es una segunda fase dura, y por lo tanto la velocidad de propagación de la grieta de fatiga disminuye y la resistencia a la fatiga de muesca mejora.
Además, siempre que los productos de transformación a baja temperatura que son una segunda fase tienen el diámetro de cristal promedio de 3 a 15 pm y tienen el valor promedio de la distancia de la aproximación más cercana entre los mismos de 10 a 20 mm, y están en una estado del ser dispersados en una forma de isla en una fracción de área de 1 a 10%, se puede obtener excelente alargamiento uniforme que el acero de fase dual presenta.
A continuación, las características de la presente invención se han explicado en principio, y enseguida se explicarán los requerimientos que definen la presente invención y los requerimientos preferibles secuencialmente. Primero se explicarán en detalle los componentes de la presente invención. Incidentalmente, con respecto al componente, % significa % en masa.
C: 0.01 a 0.1% El C es uno de los elementos importantes en la presente invención. El C no sólo forma los productos de transformación a baja temperatura para contribuir a la resistencia por fortalecimiento de estructura, sino también forma precipitados con Ti para contribuir a. resistencia mediante fortalecimiento por precipitación. Sin embargo, cuando C es menor que 0.01%, estos efectos para asegurar la resistencia de 540 MPa o mayor no se pueden obtener. Cuando más de 0.1% de C está contenido, una relación de área del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura se incrementa y la capacidad de expansión de agujero disminuye. Por lo tanto, el contenido de C se fija a 0.01% a 0.1%.
Además, siempre que 0.001 £ Ex.C (%)/fsd (%) £ 0.01 (Ex.C (%) = [C] - 12/48 X {[Ti] + 48/93 X [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]}) se satisfaga con la condición de que la fracción de área de la segunda fase se fije a fsd (%), el estado de dispersión, la dureza y similares del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura Son optimizados, la generación, crecimiento y conexión de los huecos son retardados, y un valor de expansión de agujero excelente se puede obtener, y la punta de una grieta por fatiga se mantiene o hace una desviación, y por lo tanto la velocidad de propagación de la grieta por fatiga disminuye y se puede obtener una excelente resistencia a la fatiga de muesca. Incidentalmente, en la expresión que expresa Ex.C (%), [C] es el contenido de C (% en masa), [Ti] es el contenido de Ti (% en masa), [Nb] es el contenido de Nb (% en masa), [N] es el contenido de N (% en masa) y [S] es el contenido de S (% en masa).
Mn: 0.2 a 3% El Mn no es sólo un elemento implicado en el fortalecimiento de ferrita, sino también un elemento que expande una temperatura de región de austenita a un lado de temperatura baja para expandir una zona de temperatura de región de dos fases de ferrita y austenita con un incremento de su contenido. A fin de obtener el acero de fase dual de la presente invención, es necesario promover separación de dos fases de ferrita y austenita durante el enfriamiento después del laminado de acabado. A fin de obtener el efecto, 0.2% o más de Mn necesita ser contenido. Por otra parte, cuando Mn está contenido en exceso de 3%, el agrietamiento de la placa ocurre significativamente durante el colado, por lo que el contenido se fija a 3% o menos.
Además, cuando más de 2.5% de Mn está contenido, la dureza se incrementa demasiado, dando por resultado que una microestructura pretendida no se pueda obtener por un método ordinario. A fin de obtener la microestructura pretendida, el enfriamiento con aire y contención durante un largo tiempo se requiere para precipitar ferrita durante el enfriamiento después del laminado de acabado y la productividad disminuye, por lo que el contenido es deseablemente 2.5% o menos. Además, es deseablemente 2.2% o menos. Además, cuando los elementos distintos al Mn no se añaden en forma suficiente para el propósito de suprimir la aparición de grietas en caliente causadas por S, la cantidad de Mn que hace que el contenido de Mn ([Mn]) y el contenido de S ([S]) satisfacen [Mn]/[S] ³ 20 en % en masa es deseablemente contenida.
Al: 0.04 a 1.5% El Al está implicado en la generación de ferrita de manera similar a Si para ser uno de los elementos importantes en la presente invención asi como para ser un elemento desoxidante. El Al es también un elemento que con un incremento en su contenido, expande una temperatura de región de ferrita a un lado de alta temperatura para expandir una zona de temperatura de región de dos fases de ferrita y austenita, por lo que está activamente contenida como un sustituto para Si en la presente invención. A fin de obtener el efecto, 0.04% o más de Al necesita ser contenido, pero cuando está contenido en exceso de 1.5%, la temperatura de región de ferrita se expande al lado de alta temperatura demasiado para hacer asi difícil completar el laminado de acabado en una región de austenita, y la ferrita trabajada permanece en una lámina de producto y la ductilidad se deteriora. Por lo tanto, el contenido de Al se fija a no menos de 0.04% ni más de 1.5 %. Además, cuando más de 1% de Al está contenido, se produce un riesgo de que inclusiones no metálicas tales como alúmina se incrementen para deteriorar la ductilidad local, por lo que es deseablemente 1% o menos.
Ti: 0.015 a 0.2% Ti es uno de los elementos más importantes en la presente invención. Simultáneamente con el progreso de transformación de ferrita durante el enfriamiento después de completar el laminado en caliente, el resto de Ti después de haber sido precipitado como TiN en una región de austenita durante el laminado en caliente se precipita finamente como carburo tal como TiC a grano de ferrita fortalecidos por precipitación del acero de fase dual de la presente invención y por lo tanto la resistencia es mejorada. A fin de obtener este efecto, Ti que es 0.015% o más y satisface [Ti] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S] ³ 0% necesita ser contenido.
Por otra parte, aun cuando más de 0.2% de Ti está contenido, estos efectos son saturados. Además, 0.001 £ Ex.C (%)/fsd (%) £ 0.01 (Ex.C (%) = [C] - 12/48 X {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 X [N] - 48/32 X [S]}) se establece con la condición de que la fracción de área de la segunda fase se fije a fsd (%), y por lo tanto el estado de dispersión, dureza y similares del producto de transformación a baja temperatura que son una segunda fase dura son optimizados, la generación, crecimiento y conexión de huecos son retardados, y un excelente valor de expansión de agujero se puede obtener. Además, la punta de una grieta por fatiga se mantiene en el producto de transformación a baja temperatura o desvia el producto de transformación a baja temperatura, y por lo tanto la velocidad de propagación de la grieta por fatiga disminuye y se puede obtener excelente resistencia a la fatiga de muesca. Además, cuando más de 0.15% de Ti está contenido, se produce un riesgo de que una boquilla artesa probablemente sea obstruida en el tiempo de colado, por lo que es deseable 0.15% o menos.
El acero usado para la lámina de acero de la presente invención contiene los elementos anteriores como componentes esenciales, y además también puede contener Si, Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr, W, Mg, Ca, REM y B según sea necesario. Estos elementos respectivos se describirán más adelante.
Si: 0 a 0.5% En la presente invención, el Si no es esencial. El Si está implicado en la generación de ferrita asi como siendo un elemento desoxidante, y es un elemento que con un incremento en su contenido, expande una temperatura de región de ferrita a un lado de alta temperatura para expandir la zona de temperatura de región de dos fases de ferrita y austenita. A fin de obtener el acero de fase dual de la presente invención, el Si está contenido deseablemente originalmente. Sin embargo, el Si notablemente genera un patrón de escamas de Si de rayas de tigre sobre la superficie de la lámina de acero para deteriorar la propiedad de superficie de manera significativa. Además, algunas veces existe un caso de que disminuye extremadamente la productividad de un paso de remoción de escamas (decapado y similar) sobre una linea de ajuste precisa.
Cuando más de 0.07% de Si está contenido, el patrón de escamas de Si encontrado en cualquier parte sobre la superficie de la lámina de acero. Cuando es mayor de 0.5%, la propiedad de superficie se deteriora significativamente y la productividad de un paso de decapado se deteriora extremadamente. Aun cuando se realice algún método de remoción de escamas, una propiedad de tratamiento de conversión se deteriora y la resistencia a la corrosión post revestimiento disminuye. Por lo tanto, el contenido de Si se fija a 0.5% o menos.
Por otra parte, el Si es un elemento que tiene un efecto de suprimir la aparición de defectos basados en escamas tales como escamas y escamas fusiformes, y cuando 0.02% o más está contenido, se puede obtener el efecto. Sin embargo, áun cuando el Si está contenido en exceso de 0.1%, el efecto es saturado, y además la propiedad de tratamiento de conversión se deteriora y la resistencia a la corrosión post-revestimiento disminuye. Por lo tanto, cuando el Si está contenido, el contenido de Si se fija a no menos de 0.02% ni más de 0.5%, y es deseablemente 0.1% o menos. Además, para hacer los patrones de escamas de Si cero, el contenido de Si es deseablemente 0.07% o menos. Sin embargo, los defectos a base de escamas tales como escamas y escamas fusiformes varían en grado según las necesidades, y el Si también puede ser menor que 0.02%. Un componente de acero que no contiene Si está también en el alcance de la presente invención.
Uno o dos o más de Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W En la presente invención, Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W no son esenciales. Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W son elementos efectivos para mejorar la resistencia de la lámina de acero por fortalecimiento por precipitación o fortalecimiento por solución sólida. Por lo tanto, uno o dos o más de Nb, Cu, Ni, Mo, V, Cr y W están contenidos según sea necesario. Cuando el contenido de Nb es menor que 0.005%, el contenido de Cu es menor que 0.02%, el contenido de Ni es menor que 0.01%, el contenido de Mo es menor que 0.01%, el contenido de V es menor que 0.01%, el contenido de Cr es menor que 0.01% y el contenido de W es menor que 0.01%, el efecto anteriormente descrito no se puede obtener lo suficiente. Además, aun cuando más de 0.06% del contenido de Nb, más del 1.2% del contenido de Cu, más del 0.6% del contenido de Ni, más del 1% del contenido de Mo, más del 0.2% del contenido de V, más del 2% del contenido de Cr y más de 0.5% del contenido de W se añaden cada uno, el efecto anteriormente descrito es saturado y la eficiencia económica disminuye.
Por lo tanto, cuando están contenidos según sea necesario, el contenido de Nb es deseablemente no menor que 0.005% ni mayor que 0.06%, el contenido de Cu es deseablemente no menor que 0.02% ni mayor que 1.2%, el contenido de Ni es deseablemente no menor que 0.01% ni mayor que 0.6%, el contenido de Mo es deseablemente no menor que 0.01% ni mayor que 1%, el contenido de V es deseablemente no menor que 0.01% ni mayor que 0.2%, el contenido de Cr es deseablemente no menor que 0.01% ni mayor que 2%, y el contenido de W es deseablemente no menor que 0.01% ni mayor que 0.5%.
Uno o dos o más de Mg, Ca y REM En la presente invención, Mg, Ca y REM no son esenciales. Mg, Ca y REM (elemento de tierras raras) son elementos que controlan la forma de una inclusión no metálica para ser un punto de partida de fractura y para causar deterioro de trabajabilidad y mejorar la trabajabilidad. Por lo tanto, uno o dos o más de Mg, Ca y REM están contenidos según sea necesario. Aun cuando menos de 0.0005% de cada uno de Ca, REM y Mg está contenido, el efecto anteriormente descrito no se presenta. Además, aun cuando el contenido de Mg se fija a más de 0.01%, el contenido de Ca se fija a más de 0.01%, y el contenido de REM se fija a más de 0.1%, el efecto anteriormente descrito es saturado y la eficiencia económica disminuye.
Por lo tanto, cuando éstos están contenidos según sea necesario, el contenido de Mg es deseablemente no menor que 0.0005% ni mayor que 0.01%, el contenido de Ca es deseablemente no menor que 0.0005% ni mayor que 0.01%, y el contenido de REM es deseablemente no menor que 0.0005% ni mayor que 0.1%. Incidentalmente, en la presente invención, REM se refiere a un elemento de La y la serie de lantánidos, a menudo se añade en un metal de misch y contiene elementos de la serie tales como La y Ce en una forma compleja. Los metales La y Ce también pueden estar contenidos.
B: 0.0002 a 0.002% En la presente invención, el B no es esencial. El B tiene un efecto de incrementar la dureza para incrementar una fracción estructural de una fase de generación de transformación a baja temperatura que es una fase dura, para por lo tanto estar contenida según sea necesario. Sin embargo, cuando B es menor que 0.0002%, el efecto no se puede obtener, y aun cuando B esté contenido en exceso de 0.002%, el efecto es saturado. Por lo tanto, el contenido de B es deseablemente no menor que 0.0002% ni mayor que 0.002%. Por otra parte, B es un elemento que produce preocupación de agrietamiento de placa en un paso de enfriamiento después del colado continua, y desde este punto de vista, el contenido es deseablemente 0.0015% o menor. Es decir, es deseablemente no menor que 0.001% ni mayor que 0.0015%.
Con respecto al componente de acero de una lámina de acero laminado en caliente de la presente invención, el resto de los elementos anteriormente descritos es Fe e impurezas. Como las impurezas, una impureza contenida en un material en bruto de mineral, material de desecho y similar y una impureza contenida en un paso de fabricación pueden ser usadas como ejemplo. Es permisible que elementos de impureza respectivos estén contenidos según sea necesario en un intervalo en donde la operación y el efecto de la presente invención no son inhibidos.
P: 0.01% o menor El P es un elemento de impureza, y cuando excede 0.01%, la segregación a colindancia de grano de cristal se hace notable, la fragilidad en la colindancia de grano es promovido, y la ductilidad local se deteriora. Además, la fragilidad de una porción soldada también se hace notable, por lo que el limite superior se fija a 0.01% o menor. El valor de limite inferior de P no está definido en particular, pero al fijarlo a menos de 0.0001% es económicamente desventajoso.
S: 0.005% o menor El S es un elemento de impureza, y afecta adversamente la capacidad de soldadura y la capacidad de fabricación durante el colado y la capacidad de fabricación durante el laminado en caliente, por lo que el limite superior se fija a 0.005% o menos. Además, cuando S está contenido excesivamente, MnS grueso se forma para disminuir la capacidad de expansión de agujero, por lo que para la mejora en capacidad de expansión de agujero, el contenido es preferiblemente disminuido. El valor de limite inferior de S no está definido en particular, pero fijándolo a menos de 0.0001% es económicamente desventajoso, por lo que este valor preferiblemente se fija para ser un valor de limite más bajo.
N: 0.01% o menos El N es un elemento de impureza que ha de ser mezclado inevitablemente en el tiempo de refinación del acero, y es un elemento para formar nitruro combinado con Ti, Nb, o similar. Cuando el contenido de N es mayor que 0.01%, este nitruro se precipita a temperatura relativamente alta, por lo que los granos de cristal probablemente se hacen más gruesos, y el grano de cristal grueso podría hacerse un punto de partida de una grieta de rebaba. Además, este nitruro es preferiblemente menor para usar de manera efectiva Nb y Ti como se describirá más adelante. Por lo tanto, el límite superior del contenido de N se fija a 0.01%.
Incidentalmente, cuando el contenido de N es mayor que 0.006% al aplicar la presente invención a un miembro en el cual el deterioro por envejecimiento se vuelve un problema, el deterioro por enve ecimiento se vuelve severo, por lo que es deseablemente 0.006% o menor. Además, cuando la presente invención se aplica a un miembro con base en la premisa de qué se deja reposar a temperatura ambiente durante dos semanas o más después de la fabricación, para después ser sometido a trabajo, el contenido de N es deseablemente 0.005% o menor en vista de mediciones de deterioro por envejecimiento. Además, cuando se considera que un miembro se deja reposar bajo un ambiente de alta temperatura del verano o se usa bajo un ambiente con exportación a regiones situadas por arriba del Ecuador por barcos, buques cisterna y similares, el contenido de N es deseablemente menor que 0.004%.
Igual que las otras impurezas, 1% o menos en total de Zr, Sn, Co y Zn también pueden estar contenidos. Sin embargo, el Sn es deseablemente 0.05% o menos debido a que pudiera ocurrir un defecto en el tiempo de laminado en caliente.
Posteriormente, la microestructura de la lámina de acero de fase dual de la presente invención se explicará en detalle. La microestructura de la lámina de acero de fase dual de la presente invención está limitada como sigue.
En la posición de 1/4 del espesor de un espesor de lámina, la microestructura es una fase dual con su fase principal compuesta de ferrita poligonal fortalecida por precipitación por carburo de Ti y su segunda fase compuesta de 1 a 10% en fracción de área (fsd (%)) de los productos de transformación a baja temperatura pluralmente dispersados. Un diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura antes mencionado es de 3 a 15 pm. Un valor promedio de una distancia de una aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura es de 10 a 20 pm. Incidentalmente, la microestructura es especificada en la posición de 1/4 de espesor del espesor de la lámina en donde aparecen características promedio.
La ferrita es la estructura más importante para asegurar alargamiento uniforme. A fin de obtener la resistencia de grado 540 MPa o mayor aun cuando la fracción de área del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura es 10% o menor, la estructura de ferrita necesita ser fortalecida por fortalecimiento por precipitación. Además, a fin de asegurar el alargamiento, es importante que la fase principal de la microestructura no sea ferrita bainítica que tenga una densidad de dislocación alta sino ferrita poligonal que tenga una densidad de dislocación baja y que tenga suficiente ductilidad. Por lo tanto, la fase principal del acero de la presente invención se fija a ferrita poligonal fortalecida por precipitación por carburo de Ti. Incidentalmente, el carburo de Ti que se dice aquí que es un compuesto que tiene Ti y C que contribuye a fortalecimiento por precipitación de la estructura de ferrita como su componente principal, y también es aceptable para contener, por ejemplo, N, V, o y similares además de Ti y C.
Siempre que el componente sea fijado, el diámetro de grano y la densidad (pieza/cm3) de precipitados que contienen Tic están sustancialmente inversamente correlacionados. Para que un margen mejorado de la resistencia por fortalecimiento por precipitación se vuelva 100 MPa o mayor en términos de resistencia a la tensión, de los precipitados que contienen TiC, el diámetro de grano promedio necesita ser de 3 nm o menor y la densidad necesita-ser 1 x 1016 piezas/cm3 o más.
En la presente invención, el producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura es principalmente martensita o bainita (aB) que no contiene carburo grueso entre listones. Sin embargo, es permisible contener menos de 3% en total en relación de área de austenita retenida (yr) y constituyente de martensita-austenita (MA). Además, la martensita mencionada en la presente invención es martensita fresca (M) cuando el devanado se realiza en una zona de temperatura de 100°C o menor en donde una velocidad de difusión de carbono es suficientemente lenta. Es martensita recocida (tM) cuando una temperatura de devanado es mayor que 100°C y un punto de Ms (un punto de Ms de austenita restante obtenida después de la transformación de ferrita progresa durante el enfriamiento después del laminado de acabado) o menor. El producto de transformación a baja temperatura en el último caso es una estructura mezclada con martensita recocida y bainita.
La relación de martensita recocida y bainita de esta estructura mixta (producto de transformación a baja temperatura en el último caso) es afectada por la temperatura de devanado y la relación relativa entre la temperatura de devanado y la temperatura de punto de Ms anteriormente descrita. Incidentalmente, cuando el punto de Ms es menor que 350°C, la mayor parte del producto de transformación a baja temperatura es bainita que no contiene carburo grueso entre listones que es transformado a más del punto de Ms y 350°C o menor. Sin embargo, es metalográfreamente difícil distinguir martensita recocida y bainita que se mencionan aquí, y en la presente invención, se refieren como martensita recocida (tM).
El producto de transformación a baja temperatura necesita ser dispersado en una forma de isla en una esquina, una orilla y un límite de grano de un grano de ferrita. Esto se debe a que con respecto a la fractura dúctil que se piensa que está implicada en la trabajabilidad de rebabas, en un mecanismo en el cual se producen huecos y después de crecimiento ha de ser conectado, la forma del producto de transformación a baja temperatura mismo que se piensa que es un sitio de aparición de un hueco es de forma de isla, y por lo tanto la concentración de esfuerzo es relajada y la aparición de huecos que ocasionan fractura del producto de transformación a baja temperatura se suprime.
Incidentalmente, la forma de isla indica un estado en donde los productos de transformación a baja temperatura no están dispuestos continuamente de una manera alineada, y además la forma individual de los mismos es deseablemente una forma cercana a una esfera con pocos lugares de concentración de esfuerzo. Siempre que el diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura sea 3 a 15 y el valor promedio de la distancia de la aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura sea 10 a 20 mm, los productos de transformación a baja temperatura tienen cada uno de ellos un tamaño apropiado y están apropiadamente dispersados para estar en una "forma de isla".
Además, el producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura, es una estructura importante en términos de asegurar alargamiento de uniformidad. Cuando la fracción de área (fsd (%)) de los productos de transformación a baja temperatura dispersados en una forma de isla se vuelve menor de 1%, se hace difícil asegurar 15% o más de alargamiento uniforme al grado 540 MPa, por ejemplo. Además, un efecto de retardar la propagación de una grieta por fatiga se pierde. Por otra parte, cuando se hace mayor que 10%, los intervalos entre los productos de transformación a baja temperatura que se piensa que son sitios de aparición de huecos se hacen cortos, los huecos probablemente se conectan, es probable que se produzca una fractura dúctil, y se deteriora la trabajabilidad de rebabas. Por lo tanto, la fracción de área (fsd (%)) del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura está limitada a l a 10%.
El diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura necesita ser limitado a 3 a 15 mm en términos de diámetro equivalente de circulo. Esto se debe a que cuando el diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura es menor que 3 pm, el efecto de que el producto de transformación a baja temperatura se vuelva un obstáculo a la propagación de la grieta por fatiga para retrasar la velocidad de propagación se pierde, y cuando es mayor de 15 mm, la forma se vuelve compleja naturalmente, porciones de concentración de esfuerzo se generan, fractura de un producto de transformación a baja temperatura grueso es ocasionada temprano, y fractura dúctil local causada por la aparición de huecos afecta adversamente la trabajabilidad de rebabas. Es deseablemente 12 pm o menos.
Además, el valor promedio de la distancia de la aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura necesita ser limitado a 10 a 20 p . Cuando el valor promedio de la distancia de la aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura es menor que 10 mm, los intervalos entre los productos de transformación a baja temperatura se vuelven cortos, los huecos probablemente se conectan, la fractura dúctil es probable que sea ocasionada y la trabajabilidad de rebabas se deteriora. Por otra parte, cuando el valor promedio de la distancia de enfoque más cercano entre los productos de transformación a baja temperatura es mayor que 20 pm, una grieta por fatiga se propaga selectivamente a través de la ferrita poligonal blanda, y el efecto de retardar la propagación de la grieta por fatiga se pierde.
La nanodureza promedio del producto de transformación a baja temperatura es deseablemente 7 a 18 GPa. Esto se debe a que cuando la nanodureza promedio es menor que 7 GPa, una diferencia de dureza entre el producto de transformación a baja temperatura y una fase de ferrita blanda es disminuida y el alargamiento uniforme excelente que es la característica del acero de fase dual no se presenta. Por otra parte, cuando es mayor que 18 GPa, la diferencia en dureza entre el producto de transformación a baja temperatura y la fase de ferrita blanda se incrementa por el contrario, y se producen huecos localmente en la etapa inicial de deformación, y por lo tanto es probable que se desarrolle fractura dúctil y la deformabilidad local disminuye. Además, un intervalo de nanodureza se vuelve 1.2 GPa o menor en términos de desviación estándar, y por lo tanto la aparición local de huecos en la etapa inicial de deformación se suprime.
Secuencialmente, se explicará un método de fabricación de la lámina de acero de la presente invención.
En la presente invención, un método de fabricación de un tocho de acero (placa) que tiene los componentes anteriormente descritos que se han de realizar antes de un paso de laminado en caliente no se limita en particular. Es decir, un método de fabricación de un tocho (placa) de acero que tiene los componentes anteriormente descritos, también se puede establecer que es posterior a un paso de fusión por un horno de flecha, un convertidor, un horno eléctrico o similar, el ajuste de componentes se realiza de manera variada para obtener contenidos de componentes pretendidos en un paso de refinación secundario y enseguida se realiza un paso de colado mediante colado continuo normal, colado por un método de lingote o un método de colado de placa delgada o similar. Incidentalmente, también se pueden usar desechos para un material de partida. Además, cuando la placa se obtiene mediante colado continuo, una placa colada a alta temperatura intacta puede ser directamente transformada a laminado en caliente, o la placa también puede ser laminada en caliente después de ser enfriada hasta temperatura ambiente para después ser recalentada en un horno de calentamiento.
La placa obtenida por el método de fabricación anteriormente descrito se calienta en un horno de calentamiento a una temperatura de recalentamiento de placa mínima (= SRTmin) o superior, que se calcula con base en la expresión (1), en un paso de calentamiento de placa antes del laminado en caliente.
SRTmin = 10780/ { 5. 13 -log ( [Ti] X [C] ) } - 273 . . . Expresión ( 1 ) Cuando es menor que esta temperatura, el carbonitruro de Ti no es suficientemente fundido en un material parental. En este caso, no es posible obtener un efecto de que la resistencia sea mejorada al usar fortalecimiento por precipitación obtenido mediante precipitación fina de Ti como carburo durante el enfriamiento después de terminarse el laminado de acabado o después del devanado. Por lo tanto, la temperatura de calentamiento en el paso de calentamiento de placa se establece para ser una temperatura de recalentamiento de plancha mínima (= SRTmin) o más alta, que se calcula en la expresión (1). Incidentalmente, cuando la temperatura de calentamiento es menor que 1100°C, la eficiencia de operación es alterada significativamente en términos de un programa, de modo que la temperatura de calentamiento es deseablemente 1100°C o superior.
Además, un tiempo de calentamiento en el paso de calentamiento de placa no está definido en particular, pero para promover suficientemente la fusión de carbonitruro de Ti, después de que la temperatura alcanza la temperatura de calentamiento anteriormente descrita, la placa deseablemente se mantiene durante 30 minutos o más. Además, cuando la placa es suficientemente calentada en forma uniforme en una dirección de espesor de la placa, se mantiene deseablemente durante 60 minutos o más. Por otra parte, en términos de una disminución en rendimiento causado por descamación, es de 240 minutos o más corto. Sin embargo, cuando la placa colada obtenida después de colado es directamente transferida para ser laminada en un estado de alta temperatura, lo anterior no se aplica.
Después del paso de calentamiento de placa, sobre la placa extraída del horno de calentamiento, un paso de laminado en bruto de laminado en caliente se inicia sin tiempo de espera en particular, y se obtiene una barra en bruto. En este paso de laminado en bruto, el laminado en bruto a una relación de laminado de por lo menos 20% o más necesita ser realizado por lo menos en una pasada en una zona de temperatura no menor que 1050°C ni mayor que 1150°C.
Cuando una temperatura de terminación de laminado en bruto es menor que 1050°C, la resistencia a la deformación en caliente durante el laminado en bruto se incrementa, dando por resultado que la operación del laminado en bruto se pueda dañar. Cuando es mayor que 1150°C, escamas secundarias que se han de generar durante el laminado en bruto crecen demasiado, dando por resultado realizar descamación posteriormente y la remoción de escamas en laminado de acabado pudiera ser difícil de realizarse.
Además, a menos que el laminado en una relación de laminado de 20% o más se realice en el laminado en bruto en la zona de temperatura, la refinación de granos de cristal usando trabajo y recristalización posterior de austenita, y resolución de anisotropía causada por una estructura solidificada no se puede esperar. Por lo tanto, el comportamiento de transformación después del laminado de acabado es afectado, la forma del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase en la microestructura de la lámina de acero de fase dual cambia a una forma de película de la forma de isla, y la traba abilidad de rebabas se deteriora. Además, cuando la placa colada obtenida después del colado es directamente transferida al laminado en un estado de temperatura alta, se mantiene una estructura colada, y el cambio de forma del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase a la forma de película podría ser notable.
El número de pasadas de laminado en el laminado en bruto es preferiblemente varias pasadas, que es dos pasadas o más. Cuando se aplican varias pasadas, el trabajo y recristalización en austenita se realizan repetidamente y los granos de austenita promedio antes del laminado de acabado se refinan a 100 mm o menos, dando por resultado que el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura se haga 12 mm o menos establemente.
Además, la relación de reducción total en el laminado en bruto es preferiblemente 60% o más. Cuando la relación de reducción total es menor que 60%, el efecto anteriormente descrito de granos de austenita de refinación no se puede obtener lo suficiente. Sin embargo, aun cuando la relación de reducción total en el laminado en bruto es mayor que 90%, el efecto es saturado y además el número de pasadas se incrementa para impedir la productividad, y se podría producir una disminución de temperatura. Además, debido a la razón similar, el número de pasadas es deseablemente 11 o menos.
El laminado de acabado se realiza después de completarse el laminado en bruto. El período de tiempo hasta el inicio del laminado de acabado después de completar el laminado en bruto está dentro de 150 segundos.
Cuando este periodo de tiempo es mayor de 150 segundos, en la barra en bruto, Ti en la austenita se precipita como carburo de TiC grueso. Como resultado, la cantidad de TiC para precipitar finamente en ferrita en el tiempo de transformación de austenita/ferrita durante el enfriamiento que se ha de realizar posteriormente o en el tiempo de completarse la transformación de ferrita después del devanado y para contribuir a resistencia mediante fortalecimiento por precipitación disminuye y la resistencia disminuye. Además, el crecimiento de grano de austenita progresa y por lo tanto los granos de austenita promedio antes del laminado de acabado se hacen más gruesos para ser mayores que 100 gm, dando por resultado que el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase dura algunas veces se hace mayor que 15 gm.
Por otra parte, el valor de limite inferior del periodo de tiempo hasta el inicio de laminado de acabado después de completarse el laminado en bruto no tiene que ser limitado en particular. Sin embargo, cuando es más corto que 30 segundos, una temperatura de inicio de laminado de acabado no disminuye a menos de 1080°C a menos que se use un dispositivo de enfriamiento especial, y se producen ampollas que son un punto de partida de escamas y defectos de escamas fusiformes entre la superficie de una plancha de base de lámina de acero y escamas antes del laminado de acabado y durante las pasadas, de modo que probablemente podrían ser generados estos defectos de escamas. Por lo tanto, es deseablemente 30 segundos o más.
Una temperatura de inicio de laminado del laminado de acabado se fija a 1000°C o superior e inferior a 1080°C.
Cuando esta temperatura es menor que 1000°C, Ti se precipita en austenita como carburo de TiC grueso mediante precipitación inducida por deformación durante el laminado de acabado. Como resultado, la cantidad de TiC para precipitarse finamente en ferrita en el tiempo de transformación de austenita/ferrita durante el enfriamiento que se ha de realizar posteriormente o en el tiempo de completarse la transformación de ferrita después del devanado y para contribuir a resistencia mediante fortalecimiento por precipitación disminuye y la resistencia disminuye.
Por otra parte, cuando esta temperatura es mayor que 1080°C, ampollas que son un punto de partida de escamas y defectos de escamas fusiformes ocurren entre la superficie de una plancha de base de la lámina de acero y escamas antes del laminado de acabado y durante las pasadas, por lo que estos defectos de escamas probablemente podrían ser generados.
Una temperatura de terminación de laminado de acabado se fija no menor que una temperatura de punto de transformación Ar3 + 50°C ni mayor que 1000°C.
La temperatura de punto de transformación Ar3 es expresada simplemente, por ejemplo, por la siguiente expresión de cálculo en relación con los componentes de acero. Es decir, se describe por la siguiente Expresión (5). Ar3 = 910-310 X [C] + 25 {[Si] + 2 X [Al]} - 80 X [Mneq] ... Expresión (5) Aquí, cuando B no se añade, [Mneq] es expresada por la expresión (6) siguiente.
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni] /2 + 10 ( [Nb] - 0.02 ) ... Expresión (6) Además, cuando se añade B, [Mneq] se expresa mediante la siguiente expresión (7).
[Mneq] = [Mn] + [Cr] + [Cu] + [Mo] + [Ni] /2 + 10 ( [Nb] - 0.02 ) + 1 . . . Expresión (7 ) Incidentalmente, [C] es el contenido de C (% en masa), [Si] es el contenido de Si (% en masa), [Al] es el contenido de Al (% en masa), [Cr] es el contenido de Cr (% en masa), [Cu] es el contenido de Cu (% en masa), [Mo] es el contenido de Mo (% en masa), [Ni] es el contenido de Ni (% en masa) y [Nb] es el contenido de Nb (% en masa).
Cuando la temperatura de terminación de laminado de acabado es menor que la temperatura de punto de transformación Ar3 + 50°C, los productos de transformación a baja temperatura en la microestructura de la lámina de acero de fase dual se lleva a un estado de dispersión en donde son continuamente dispuestos de una manera alineada. Además, el valor promedio de la distancia de aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura se vuelve menor que 10 mm, los huecos probablemente se conectan, la fractura dúctil es probable que se produzca y la trabajabilidad de rebabas se deteriora.
Por otra parte, cuando es mayor que 1000°C, aun cuando un patrón de enfriamiento después del laminado es controlado de alguna manera, la transformación de ferrita se vuelve insuficiente y la fracción de área del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura de una lámina de producto se vuelve mayor que 10%, y la trabajabilidad de rebabas se deteriora posteriormente.
Además, el laminado de acabado es laminado con varias pasadas mediante un molino en tándem, y la relación de reducción total es no menor que 75% ni mayor que 95%.
Siempre que el laminado de acabado se realice en un molino en tándem que permite el laminado con varias pasadas, la reducción se realiza a través de varias pasadas en el laminado, y por lo tanto la no-recristalización por laminado y la recristalización durante un periodo de tiempo entre pasadas hasta la pasada siguiente se repiten varias veces. Como resultado, los granos de austenita son refinados y el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura de la lámina de acero de fase dual se puede hacer 15 mm o menos. Sin embargo, cuando la relación de reducción total es menor que 75%, los granos de austenita no pueden ser refinados suficientemente y el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura de la lámina de acero de fase dual no se pueden hacer 15 pm o menos.
Por otra parte, cuando es mayor que 95%, el efecto es saturado y además una carga excesiva se aplica al molino de laminado, por lo que no es operacionalmente preferible.
Además, una relación de reducción en cada pasada es deseablemente 10% o más. Cuando la relación de reducción en cada pasada es menor que 10% para tres pasadas en la caja posterior de un molino de acabado, en particular y una relación de laminado promedio para tres pasadas es menor que 10%, el crecimiento de grano progresa significativamente durante las tres pasadas y después de completarse el laminado de acabado, y hay un riesgo de que el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura de la lámina de acero de fase dual ya no se pueda hacer 12 pm o menos.
Incidentalmente, en la presente invención, una velocidad de laminado no está limitada en particular. Sin embargo, cuando la velocidad de laminado en una caja final de acabado es menor que 400 mpm, el periodo de tiempo para cada pasada de laminado de acabado se prolonga. Como resultado, los granos de austenita crecen para ser gruesos, y hay un riesgo de que el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura de una lámina de producto ya no sea capaz de que se haga 15 mm o menos establemente. Por lo tanto, la velocidad de laminado es deseablemente 400 mpm o más. Además, cuando es 650 mpm, el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura se puede hacer 12 mm o menos establemente, por lo que 650 mpm es además deseable. Además, aun cuando el limite superior no esté limitado en particular, el efecto de la presente invención se logra, pero es en realidad 1800 mpm o menos debido a restricción de instalación.
Después de completarse el laminado de acabado, a fin de elaborar la microestructura de un producto, el enfriamiento optimizado mediante el control de una mesa de salida se realiza.
Primero, el periodo de tiempo hasta el inicio del laminado después de completarse el laminado de acabado está dentro de tres segundos. Cuando este periodo de tiempo hasta el inicio del enfriamiento es mayor de tres segundos, en austenita antes de ser transformada, la precipitación de carbonitruro de Ti grueso y no alineados progresa, la cantidad de precipitación de carburo de Ti fino y alineado se precipita en ferrita durante el enfriamiento que ha de ser realizada posteriormente disminuye, y la resistencia podría ser disminuida. Además, los granos de austenita crecen para ser gruesos, y existe el riesgo de que el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura en la microestructura de la lámina de producto ya no pueda hacerse 15 mm o menos.
El valor de limite inferior del periodo de tiempo hasta el inicio de este enfriamiento no tiene que ser limitado en particular en la presente invención, pero cuando es más corto que 0.4 segundos, el enfriamiento se realiza en un estado en donde una estructura trabajada laminar obtenida mediante laminado permanece, incluso en una lámina de producto, los productos de transformación a baja temperatura continuamente dispuestos de una manera alineada se obtienen, y la trabajabilidad de rebabas se podría deteriorar.
En cuanto a la velocidad de un paso de enfriamiento de primera etapa que se ha de realizar primero después de completarse el laminado, una velocidad de enfriamiento promedia de 15°C/,seg o más se requiere. Cuando esta velocidad de enfriamiento es menor que 15°C/seg, la perlita se forma durante el enfriamiento, y una microestructura pretendida podría no obtenerse.. Incidentalmente, aun cuando el’ límite superior de la velocidad de enfriamiento en el paso de enfriamiento de primera etapa no está limitado en particular, el efecto de la presente invención se podría obtener. Sin embargo, cuando la velocidad de enfriamiento es mayor que 150°C/seg, el control de una temperatura de terminación de enfriamiento es extremadamente difícil lo que dificulta la elaboración de la microestructura, por lo que es deseable fijar a 150°C/seg o menos.
Una temperatura de detención de enfriamiento en el paso de enfriamiento de primera etapa es menor que la temperatura de punto de transformación Ar3. Cuando la temperatura de detención de enfriamiento es la temperatura de punto de transformación Ar3 o mayor, no es posible realizar control de precipitación de TiC para precipitar finamente en ferrita en el tiempo de transformación de austenita/ferrita durante el enfriamiento en el paso de enfriamiento de segunda etapa posterior y contribuir a resistencia. Por otra parte, el límite inferior de la temperatura de detención de enfriamiento del paso de enfriamiento de primera etapa no está limitado en particular. Sin embargo, una temperatura de detención de enfriamiento del paso de enfriamiento de segunda etapa posterior que se ha de realizar para presentar fortalecimiento por precipitación de ferrita es mayor de 600°C como una condición de presentar fortalecimiento por precipitación de ferrita. Por lo tanto, si la temperatura de detención de enfriamiento del paso de enfriamiento de primera etapa es 600°C o menor, el fortalecimiento por precipitación no se puede obtener. Además, cuando se convierte en un punto de Arl o menor, la ferrita no se puede obtener, por lo que se hace imposible obtener una microestructura pretendida.
En el paso de enfriamiento de segunda etapa que se ha de realizar enseguida, una velocidad de enfriamiento promedio es 10°C/seg o menos, y en la presente invención, el enfriamiento con aire (dejando enfriar) se mantiene en mente. Durante el enfriamiento en esta zona de temperatura, la transformación de ferrita a partir de austenita es promovida, y simultáneamente con la transformación, el carburo fino de precipitado de Ti en ferrita, y una resistencia pretendida de la lámina de acero se obtiene. Cuando la velocidad de enfriamiento es mayor que 10°C/seg, una velocidad de movimiento de una interfaz entre estas dos fases en la transformación a ferrita a partir de austenita se vuelve demasiado rápida, por lo que la precipitación de carburo de Ti en la interfaz entre las fases no se puede seguir y el fortalecimiento por precipitación suficiente no se puede obtener.
Además, cuando es mayor de 10°C/seg, la transformación de ferrita a partir de austenita se retrasa y una microestructura pretendida no se puede obtener. Por otra parte, el limite inferior de la velocidad de enfriamiento en el paso de enfriamiento de segunda etapa no tiene que ser limitado en particular en la presente invención. Sin embargo, a menos que la entrada de calor se realice externamente por un dispositivo de calentamiento o similar, la velocidad de enfriamiento en el enfriamiento con aire es 3°C/segundo o algo parecido aun cuando el espesor de lámina sea la mitad de 2.54 cm o algo parecido, que es un limite superior del espesor de lámina supuesto en la presente invención.
Además, un periodo de tiempo de enfriamiento en el paso de enfriamiento de segunda etapa es 1 segundo o más largo y más corto que 100 segundos. Este paso es un paso extremadamente importante no sólo para promover separación de dos fases de ferrita y austenita para obtener una fracción de segunda fase pretendida sino también para promover fortalecimiento por precipitación por carburo fino de Ti en ferrita obtenida a partir de la transíormación que es completada. Cuando este periodo de tiempo es más corto que 1 segundo, la transformación de ferrita no progresa y una microestructura pretendida no se puede obtener, y además la precipitación de carburo de Ti en ferrita obtenido después de la transformación no progresa, por lo que la resistencia pretendida y la trabajabilidad de rebabas de la lámina de acero no se puede obtener. Cuando es menor de 3 segundos, la transformación de ferrita y la precipitación de carburo no progresan lo suficiente, por lo que es deseable 3 segundos o más debido a que hay un riesgo de que los productos de transformación a baja temperatura y la resistencia de ferrita ya no se puedan obtener de manera suficiente.
Por otra parte, aun cuando es 100 segundos o más, el efecto anteriormente descrito es saturado y la productividad posterior disminuye significativamente. Cuando es 15 segundos o más, el diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura de la lámina de acero de fase dual se vuelve grueso, y además hay una preocupación de que la perlita se mezcla en la microestructura, por lo que es deseablemente más corta que 15 segundos.
La temperatura de detención de enfriamiento en el paso de enfriamiento de segunda etapa es mayor de 600°C. Cuando esta temperatura es 600°C o inferior, la precipitación de carburo de Ti en ferrita obtenida después de la transformación no progresa, por lo que la resistencia disminuye.
Por otra parte, el limite superior de la temperatura de detención de enfriamiento en el paso de enfriamiento de segunda etapa no está definido en particular, pero cuando es mayor de 700°C, la separación de dos fases de ferrita y austenita no es suficiente y una fracción pretendida del producto de transformación a baja temperatura no se puede obtener, y además la precipitación de carburo de Ti en ferrita es sobre-envejecido y la resistencia disminuye.
En el paso de enfriamiento de tercera etapa que se ha de realizar posteriormente, el enfriamiento se realiza a una velocidad de enfriamiento de 15°C/seg o más. Cuando esta velocidad de enfriamiento es menor que 15°C/seg, la perlita se mezcla en la microestructura, y por lo tanto una microestructura pretendida no podría obtenerse. Incidentalmente, una temperatura de terminación del paso de enfriamiento de tercera etapa es una temperatura de devanado. Aun cuando el límite superior de la velocidad de enfriamiento en el paso de enfriamiento de tercera etapa no está limitado en particular, el efecto de la presente invención se puede obtener, pero cuando una protección de lámina causada por deformación térmica se considera, es fijada deseablemente a 300°C/seg o menos.
En un paso de enfriamiento de tercera etapa, la lámina de acero es enfriada hasta una zona de temperatura de 350°C o menor para ser devanada. Cuando esta temperatura es mayor que 350°C, los productos de transformación a baja temperatura pretendidos no se pueden obtener. En concreto, el carburo grueso se forma entre listones de bainita que constituyen el producto de transformación a baja temperatura para ser un punto de partida de aparición de una grieta en el tiempo de rebabas, y la trabajabilidad de rebabas se deteriora.
Por otra parte, un valor de límite inferior de la temperatura de devanado no tiene que ser limitado en particular, pero cuando un devanado está en un estado de ser expuesto a agua durante un tiempo largo, la aparición de falla causada por herrumbre es una preocupación, por lo que es deseablemente 50°C o mayor. Además, cuando esta temperatura es 100°C o menor, la mayor parte del producto de transformación a baja temperatura se vuelve martensita fresca y el alargamiento uniforme mejora para ser ventajoso que se forme con un valor de n dominante tal como abombamiento.
Con el fin de presentar eficientemente fortalecimiento por precipitación por carburo de Ti en el paso de enfriamiento después del laminado de acabado, es necesario controlar un patrón de enfriamiento hasta el devanado mismo. En concreto, una longitud de difusión acumulativa total Ltotai de Ti en ferrita expresado por la expresión (2) siguiente es controlado en el intervalo de no menos que 0.15 o no más de 0.5.
Es decir, cuando la longitud de difusión acumulativa total Ltotai de Ti en ferrita es expresada por la expresión (3) siguiente al añadir una longitud de difusión L de Ti en ferrita expresada por la expresión (2) siguiente durante un periodo de tiempo muy corto At/seg a partir de la temperatura de terminación de enfriamiento hasta devanado, 0.15 £³ Ltotai £³ 0.5 se satisface.
L = VD (T + 273 ) t . . . Expresión (2 ) Ltotai = åV ( D (T + 273 ) At ) . . . Expresión ( 3 ) Aquí, D(T + 273) es un coeficiente de difusión de volumen a T°C y t es un periodo de tiempo de difusión, y D(T) es expresado por la expresión (4) siguiente usando un coeficiente de difusión DO de Ti, una energía de activación Q, y una constante de gas R.
D(T) = DO X Exp(-Q/R(T + 273))... Expresión (4) Cuando esta valor de Ltotai es menor que 0.15 mm, la precipitación de carburo de Ti no progresa durante el enfriamiento para dar por resultado un sub-envejecimiento, por lo que la capacidad de fortalecimiento por precipitación no se puede obtener de manera eficaz. Por otra parte, cuando es mayor que 0.5 mpi, la precipitación de carburo de Ti progresa demasiado durante el enfriamiento para producir sobre-envejecimiento, por lo que la capacidad de fortalecimiento por precipitación no se puede obtener lo eficiente después de todo.
Incidentalmente, para el propósito de lograr mejora en ductilidad por corrección de forma de la lámina de acero e introducción de dislocación móvil, el laminado por pasada en piel a una velocidad de reducción no menor que 0.1% ni mayor que 2% se realiza deseablemente después de que todos los pasos se han completado. Además, para el propósito de remover escamas fijadas a la superficie de una lámina de acero laminada en caliente obtenida, el decapado también se puede realizar sobre la lámina de acero laminado en caliente obtenida según sea necesario después de que se han completado todos los pasos. Además, después dél decapado, en la lámina de acero laminada en caliente obtenida, la pasada en piel a una relación de reducción de 10% o menos también se puede realizar en linea o fuera de linea, o de laminado en frió a una relación de reducción de hasta 40% o algo parecido también se puede realizar.
Además, antes o después, o antes y después del laminado mediante pasada por piel, las escamas sobre la superficie son removidas. El paso de remover escamas no está definido en particular. Por ejemplo, el decapado general usando ácido clorhídrico o ácido sulfúrico, o un dispositivo de conformidad con una línea tal como un esmerilado de superficie por una lijadora o similar o desbarbado de superficie usando plasma, un quemador de gas o similar se puede aplicar.
Además, después del colado, después del laminado en caliente o después del enfriamiento, se puede realizar un tratamiento sobre una lámina de acero laminada en caliente con la presente invención aplicada a la misma en una línea de enchapado por inmersión en caliente, y posteriormente sobre la lámina de acero laminada en caliente, un tratamiento de superficie también se puede realizar adicionalmente. El enchapado se realiza sobre la línea de enchapado por inmersión en caliente, y por lo tanto la resistencia a la corrosión de la lámina de acero laminada en caliente mejora.
Incidentalmente, cuando se realiza galvanizado sobre la lámina de acero laminada en caliente obtenida después del decapado, la lámina de acero obtenida también se puede sumergir en un baño de galvanizado para ser sometida a un tratamiento de aleación según sea necesario. Al realizar el tratamiento de aleación, la lámina de acero laminada en caliente mejora en resistencia a la soldadura contra varias soldaduras tales como soldadura de puntos además de la mejora en resistencia a la corrosión.
Ejemplo Los aceros A a Z y a a d que tiene componentes químicos mostrados en la Tabla 1 se funden en un paso de refinación por convertidor y refinación secundaria, tochos (placas) de acero fabricados mediante colado continuo son recalentados cada uno y reducidos a un espesor de lámina de 2.3 a 3.4 mm mediante laminado de acabado posterior a laminado en bruto, y en donde cada uno es enfriado en una mesa de salida para ser después devanado, y las láminas de acero laminadas en caliente se preparan. De manera más específica, de conformidad con condiciones de fabricación mostradas en las Tablas 2 y 3, las láminas de acero laminadas en caliente se preparan. Incidentalmente, las composiciones químicas en la Tabla 1 significan todas ellas % en masa.
En la Tabla 1, Ti* representa [Ti] - 48/14 [N] 48/32[S], en las Tablas 1 y 2, Ex.C representa [C] - 12/48 X ([Ti] + 48/93[Nb] - 48/14[N] - 48/32[S]), y en la Tabla 1, Mn/S representa [Mn]/[S]. Además, el resto de componente en la Tabla 1 es Fe e impurezas, cada subrayado en las Tablas 1 y 2 indica que un valor numérico está fuera del intervalo de la presente invención.
Los aceros K y R no contienen Si intencionalmente. En la Tabla 1, indica que no se realiza contención intencional.
En la Tabla 2, "ACERO" indica un acero que tiene los componentes correspondientes a cada símbolo mostrado en la Tabla 1. "TEMPERATURA DE SOLUCIÓN" indica la temperatura de recalentamiento de placa mínima (= SRTmin) calculada por la expresión (1). "TEMPERATURA DE PUNTO DE TRANSFORMACIÓN Ar3" indica una temperatura calculada por la expresión (5), (6) o (7). "Ex.C" indica un valor calculado por [C] - 12/48 X ([Ti] + 48/93[Nb] - 48/14[N] - 48/32[S]).
En las condiciones de fabricación en las Tablas 2 y 3, en el paso de calentamiento, "TEMPERATURA DE CALENTAMIENTO" indica una temperatura final máxima en recalentamiento de placa y "PERIODO DE TIEMPO DE RETENCIÓN" indica un periodo de tiempo de retención a una temperatura de calentamiento predeterminada. En laminado en bruto, "NÚMERO DE PASADAS TOTAL" indica un valor total del número de pasadas de laminado en laminado en bruto, "RELACIÓN DE REDUCCIÓN TOTAL" indica una relación de reducción en laminado en bruto desde el inicio hasta completarse el laminado en bruto, "NÚMERO DE PASADAS A 1050 A 1150°C y A 20% O MÁS", indica el número de pasadas de las cuales el laminado a una relación de lamiando de 20% o más se realiza en una zona de temperatura de 1050 a 1150°C, "PERIODO DE TIEMPO HASTA EL INICIO DEL LAMINADO DE ACABADO" indica un periodo de tiempo hasta iniciar el laminado de acabado después de completar el laminado en bruto, y "DIÁMETRO DE GRANO DE AUSTENITA PROMEDIO INMEDIATAMENTE ANTES DEL LAMINADO DE ACABADO" indica un diámetro de grano promedio de granos de austenita inmediatamente antes de que una barra en bruto sea picada en la primera caja del laminado de acabado. El reconocimiento de este diámetro de grano de austenita se puede obtener de una manera que una pieza de captura obtenida al cortar una barra en bruto antes de ser sometida a laminado de acabado por una cizalla de captura o similar es enfriada tanto como sea posible para ser enfriada hasta temperatura ambiente o algo parecido, y una sección transversal paralela a la dirección de laminado es grabada para hacer que las colindancias de grano de austenita aparezcan para medir diámetros de grano de austenita por un microscopio óptico. En esta ocasión, 20 campos visuales o más en la posición de 1/4 del espesor de la lámina se miden a amplificaciones de 50 o más por un análisis de imagen, un método de conteo de puntos o similar.
En laminado de acabado, "TEMPERATURA DE INICIO DE LAMINADO" indica una temperatura inmediatamente antes de que una barra en bruto sea picada en la primera caja del laminado de acabado, "RELACIÓN DE REDUCCIÓN TOTAL" indica una relación de reducción durante el laminado de acabado desde el inicio hasta completarse el laminado de acabado, "RELACIÓN DE REDUCCIÓN PROMEDIO PARA 3 PASADAS EN LA CAJA POSTERIOR" indica un valor promedio de relaciones de reducción desde la pasada final que incluye la pasada final hasta la tercera pasada en el laminado de acabado en el cual el laminado continuo con varias pasadas se realiza normalmente, "VELOCIDAD DEL LADO DE SALIDA DEL LAMINADO DE ACABADO" indica una velocidad de pasadas de lámina del lado de salida en la caja de laminado después de que se completa una pasada de reducción final del laminado de acabado, y "TEMPERATURA DE ACABADO" indica una temperatura inmediatamente después de un lado de salida de la caja de laminado de una pasada final del laminado de acabado. Incidentalmente, la relación de reducción puede ser un valor de rendimiento real calculado a partir de un espesor de lámina, o también puede ser un valor de configuración de una caja de laminado. Además, la temperatura deseablemente se mide en la posición de escalón con un termómetro de radiación o un termómetro de contacto, pero también puede ser un valor estimado obtenido por un modelo de temperatura o similar.
El paso de enfriamiento realizado en una mesa de salida se divide en los pasos de enfriamiento de primera a tercera etapa en términos de control de precipitación y control de estructura. Primero, en "PASO DE ENFRIAMIENTO DE PRIMERA ETAPA", "PERIODO DE TIEMPO HASTA EL INICIO DEL ENFRIAMIENTO" indica un periodo de tiempo hasta el inicio del enfriamiento en una mesa de salida después de pasar a través de una caja de laminado de una pasada final del laminado de acabado, "VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO" indica una velocidad de enfriamiento promedio por enfriamiento con agua, y "TEMPERATURA DE DETENCIÓN DE ENFRIAMIENTO" indica una temperatura a la cual el enfriamiento con agua en el primer paso de enfriamiento de primera etapa es detenido. En "PASO DE ENFRIAMIENTO DE SEGUNDA ETAPA", "VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO" indica una velocidad de enfriamiento promedio por enfriamiento con aire sin vaciar agua principalmente, "PERIODO DE TIEMPO DE RETENCIÓN" indica un periodo de tiempo de retención de enfriamiento con aire sin vaciar agua, y "TEMPERATURA DE DETENCIÓN DE ENFRIAMIENTO" indica una temperatura en la cual la retención de enfriamiento con aire sin vaciar agua se completa. En el "PASO DE ENFRIAMIENTO DE TERCERA ETAPA", "VELOCIDAD DE ENFRIAMIENTO" indica una velocidad de enfriamiento promedio hasta el reinicio de enfriamiento con agua y devanado después de enfriamiento y retención, y "TEMPERATURA DE DEVANADO" indica una temperatura inmediatamente antes de que una lámina de acero sea devanada en forma de bobina por un embobinador después de detener el enfriamiento con agua. Incidentalmente, "LONGITUD DE DIFUSIÓN ACUMULATIVA TOTAL" indica la longitud de difusión acumulativa total Ltotai de Ti en ferrita y se obtiene por la expresión (3) al añadir la longitud de difusión L de Ti en ferrita expresada por la expresión (2) durante el periodo de tiempo muy corto At/seg a partir de una temperatura de terminación de enfriamiento hasta devanado.
Las microestructuras de láminas de acero obtenidas por métodos de fabricación descritos en las Tablas 2 y 3 se muestran en la Tabla 4, y la propiedad mecánica, propiedad de superficie y resistencia a la corrosión se muestran en la Tabla 5.
Primero, se tomó una muestra de una posición 1/4W o una posición 3/4W de una anchura de lámina de cada una de las láminas de acero obtenidas, y al usar un microscopio óptico, cada microestructura en 1/4 de espesor de un espesor de lámina se observó. Como ajuste de las muestras, una sección transversal de espesor de lámina en la dirección de laminado se pulió como una superficie de observación que ha de ser sometida a grabado con un reactivo de nital y un reactivo de LePera. A partir de cada micrografia óptica a una amplificación de -500 veces de las secciones transversales del espesor de lámina grabadas con un reactivo de nital y un reactivo de LePera, "MICROESTRUCTURA" se clasificó.
Además, a partir de cada una de las micrografias ópticas a amplificación de 500 veces de las secciones transversales de espesor de lámina grabadas con reactivo dse LePera, "CARACTERÍSTICA DE SEGUNDA FASE" siendo un estado de distribución del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase fue reconocido por un análisis de imagen. Aquí, el estado de dispersión del producto de transformación a baja temperatura se clasifica en uno en el cual los productos de transformación a baja temperatura son dispersados en una forma de isla en una esquina, un borde y una superficie de colindancia de grano de un grano de ferrita como "FORMA DE ISLA", una en la cual están en forma de isla y son distribuidos continuamente paralelos a la dirección de laminado como "ESTADO ALINEADO" y uno en el cual están dispersados para rodear una superficie de colindancia de grano de un grano de ferrita principalmente como "FORMA DE PELÍCULA".
Además, por análisis de imagen, "FRACCIÓN DE SEGUNDA FASE" siendo la fracción de área del producto de transformación a baja temperatura que es una segunda fase y "DIÁMETRO DE GRANO PROMEDIO DE SEGUNDA FASE" siendo el diámetro de grano promedio del producto de transformación a baja temperatura se obtuvieron. "Ex.C (%)/fsd (%)" es un valor de "Ex.C {%) " en la Tabla 2 dividido entre "FRACCIÓN DE SEGUNDA FASE". Incidentalmente, el diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura es uno en el cual diámetros equivalentes de circulo son promediados en número. Además, varios productos de transformación a baja temperatura se seleccionaron arbitrariamente, distancias respectivas de aproximación más cercana de los mismos se obtuvieron y un valor promedio de 20 puntos se fijó a "VALOR PROMEDIO DE DISTANCIA DE APROXIMACIÓN-MÁS CERCANA ENTRE SEGUNDAS FASES".
La nanodureza Hn se midió usando TriboScope/TriboIndenter fabricado por Hysitron. Como la condición de medición, la dureza del producto de transformación a baja temperatura se midió a 20 puntos o más con 1 mN de carga, y un promedio aritmético de los mismos y una desviación estándar se calcularon.
La medición de "DENSIDAD DE TiC DE FERRITA" siendo una densidad de precipitado TiC se realizó por un método de medición de sonda de átomo tridimensional. Primero, una muestra acicular se prepara a partir de una muestra para ser medida al cortar y al electropulir, y usando un molino de haces de iones enfocados junto con electropulido según sea necesario. En la medición de sonda de átomo tridimensional, los datos integrados pueden ser reconstruidos para obtener una imagen de distribución real de átomos en un espacio real. Una densidad de número de precipitados de TiC se obtiene a partir del volumen de una imagen de distribución tridimensional de precipitados de TiC y el número de precipitados de Tic. Incidentalmente, la medición se realizó de una manera que los granos de ferrita son especificados y cinco o más de los granos de ferrita para cada muestra se usan. Además, para el tamaño de los precipitados de TiC anteriormente descritos, un diámetro calculado a partir del número de átomos que constituyen precipitados de TiC observados y una constante de retícula de TiC que supone que los precipitados son esféricos se establece como el tamaño. Arbitrariamente, diámetros de 30 o más de precipitados de TiC se midieron. Un valor promedio de los mismos fue 2 a 30 nm o algo parecido.
De la propiedad mecánica, propiedades de resistencia a la tensión (YP, TS y El) se evaluaron con base en JIS Z 2241-1998 al usar la pieza de prueba No.5 de JIS Z 2201-1998 tomada a partir de la posición 1/4W o la posición 3/4W de la anchura de la lámina en una dirección vertical a la dirección de laminado. Como un indice de la trabajabilidad de rebabas, se utilizó una prueba de expansión de agujero. Con respecto a la prueba de expansión de agujero, una pieza de prueba se tomó a partir de la misma posición que aquella en donde se tomó una pieza de prueba de tensión, y la trabajabilidad de rebabas se evaluó con base en un método de prueba descrito en la especificación de la Federación Japonesa del Hierro y el Acero JFS T 1001-1996.
Enseguida, con el fin de examinar la resistencia a la fatiga de muesca, una pieza de prueba de fatiga que tenia una forma mostrada en la figura 1 se tomó de la misma posición que aquella en donde la pieza de prueba de tensión se tomó de modo que el lado en la dirección de laminado pudo ser un lado largo y fue sometido a una prueba de fatiga. Aqui, la pieza de prueba de fatiga descrita en la figura 1 es una pieza de prueba con muesca preparada para obtener la resistencia de fatiga de muesca. Porciones de esquina de superficie laterales (porciones cada una rodeada por una línea punteada en la figura 1) de la pieza de prueba con muesca son cada una biselada con IR para ser pulida en la dirección longitudinal con #600.
Con el fin de enfocar la evaluación de propiedad de fatiga en el uso real de una parte de automóvil, la muesca se hizo troquelando con un troquel de cilindro de la misma manera que el de la pieza de prueba de expansión de agujero. Incidentalmente, un espacio libre de troquelado se fijó a 12.5%. Sin embargo, en la pieza de prueba de fatiga, el esmerilado de acabado fino se realizó hasta una profundidad de 0.05 mm o algo parecido desde la capa de superficie más alta. Una máquina de prueba de fatiga de tipo Schenck se usó para la prueba de fatiga, y un método de prueba se basó en JIS Z 2273-1978 y JIS Z 2275-1978. "owk/TS" siendo la definición de la propiedad de fatiga de muesca en la Tabla 3 es un valor de una resistencia de fatiga de ciclo de 2 millones obtenida por esta prueba dividida entre una resistencia a la tensión.
La propiedad de superficie se evaluó por "DEFECTO DE SUPERFICIE" y "ASPEREZA" antes del decapado. Cuando la evaluación es igual o menor que la referencia, algunas veces hay un caso de que la calidad de superficie es evaluada de acuerdo con un patrón y la irregularidad de la superficie causada por un defecto de escamas por trabajadores y clientes incluso después del decapado. Aquí, "DEFECTO DE SUPERFICIE" indica un resultado obtenido al reconocer visualmente la presencia/ausencia de defectos de escama, tales como escamas de Si, escamas y escamas fusiformes, y el caso de defectos de escamas que están presentes se muestra como "X" y el caso sin defectos de escama se muestra como "O". Incidentalmente, uno en el cual estos defectos son parciales o la referencia o menos se considera como "LIGERA" para mostrarse como "D". "ASPEREZA" es evaluada por Rz e indica un valor obtenido por el método de medición descrito en JIS B 0601-2001. Incidentalmente, siempre que Rz sea 20 mm o menor, la calidad de superficie es un nivel sin problemas.
La resistencia a la corrosión se evaluó por "PROPIEDAD DE TRATAMIENTO DE CONVERSIÓN" y "RESISTENCIA A LA CORROSIÓN DE POST-REVESTIMIENTO". Primero, la lámina de acero fabricada fue decapada, y después fue sometida a un tratamiento de conversión en el cual una película de revestimiento de fosfato de zinc de 2.5 g/m2 se fijó. En esta etapa, se realizaron mediciones de presencia/ausencia de falta de ocultamiento y una relación de P como "PROPIEDAD DE TRATAMIENTO DE CONVERSIÓN".
El tratamiento de conversión de ácido fosfórico es un tratamiento que usa una solución química que tiene ácido fosfórico y iones de Zn en su componente principal, y es una reacción química para generar un cristal denominado fosfofilita: FeZn2(P04)3·4H20 entre iones de Fe para licuar a partir de la lámina de acero. Los puntos téenicos del tratamiento de conversión de ácido fosfórico son: (1) hacer que iones de Fe se ,licúen para promover la reacción y {2 \ formar densamente cristales de fosfofilita sobre la superficie de la lámina de acero. Particularmente, con respecto a (1), cuando los óxidos atribuibles a la formación de escamas de Si permanecen sobre la superficie de la lámina de acero, la licuación de Fe se evita y una porción a la cual una película de revestimiento de conversión no se fija, que se denomina falta de ocultamiento, aparece, debido a la no licuación de Fe, una película de revestimiento de tratamiento de conversión anormal que no se forma normalmente sobre la superficie de un hierro, denominado hopeíta: Zn3(P04)3·4H20, se forma, y posteriormente el rendimiento después del revestimiento algunas veces se deteriora. Por lo tanto, se vuelve importante hacer la superficie normal de modo que al licuar Fe sobre la superficie de la lámina de acero por ácido fosfórico, iones Fe puedan ser suministrados de manera suficiente.
Esta falta de ocultamiento puede ser reconocida mediante observación por un microscopio electrónico de barrido, 20 campos visuales o algo parecido se observan a amplificaciones de 1000 veces, y el caso en donde la película de revestimiento de conversión es uniformemente fijada a la superficie completa y no se puede reconocer falta de ocultamiento se considera como sin falta de ocultamiento para mostrarse como "O". Además, el caso en donde el campo visual con reconocimiento de falta de ocultamiento es 5% o menos se considera como ligeramente para mostrarse como "D". Además, el caso en donde es mayor que 5% se considera como presencia de falta de ocultamiento que ha de ser evaluado como "X".
Por otra parte, la relación de P se puede medir usando un dispositivo de difracción de rayos X, una relación de una intensidad de difracción de rayos X P del plano de fosfofilita (100) y una intensidad de difracción de rayos X H del plano de hopeíta (020) se toma, y la relación P es evaluada por relación = P/(P + H). Es decir, la relación P representa la relación de hopeíta y fosfofilita en la película de revestimiento obtenida al realizar el tratamiento de conversión, y significa que a medida que la relación de P es más alta, la fosfofilita está más contenida y los cristales de fosfofilita son densamente formados sobre la superficie de la lámina de acero. Generalmente, la relación de P ³ 0.80 se requiere para satisfacer el rendimiento anticorrosión y el rendimiento de revestimiento, y bajo ambiente corrosivo severo tal como en una región de dispersión de sal por descongelamento, la relación de P ³ 0.85 es requerida.
Enseguida, con respecto a la resistencia a la corrosión, el revestimiento de electrodeposición para tener un espesor de 25 mm se realizó después del tratamiento de conversión y un revestimiento y tratamiento de horneado a 170°C X durante 20 minutos se realizó, y después se hizo una incisión que tenia una longitud de 130 mm en una película de revestimiento de· electrodeposición para alcanzar el hierro base con una cuchilla que tenia un extremo filoso, y bajo una condición de aspersión de sal descrita en JIS Z 2371, aspersión de 5% de sal a una temperatura de 35°C se realizó durante 700 horas continuamente y después una cinta (Nichiban Co., Lrd.405A-24 JIS Z 1552) que tenia una anchura de 24 mm y que tenia una longitud de 130 mm se aplicó sobre la porción de incisión paralela a la porción de incisión, y la anchura de peladura de la película revestida máxima después de que la cinta fue pelada se midió. Esta anchura de peladura de la película de revestimiento máxima de más de 4 mm se definió de manera que la resistencia a la corrosión es inferior.
Enseguida se explicarán los resultados.
Incidentalmente, con respecto a los números de acero 32, 36 y 46, la lámina se hizo pasar a través de una linea de galvanizado por inmersión en caliente de aleación después del decapado, y a la temperatura de baño de Zn de 430 a 460°C, se realizó inmersión en baño de enchapado, y sobre el acero 32 y 46 de las mismas, un tratamiento de aleación se realizó adicionalmente a una temperatura de aleación de 500 a 600°C.
Los números de acero 1, 4, 9, 10, 11, 20, 23, 24, 25, 26, 27, 28, 29, 30, 31, 32, 33, 34, 35, 36, 37, 38 y 39 son de conformidad con la presente invención.
Estas láminas de acero son láminas de acero de grados que son grado 540 MPa y superior que contienen cantidades predeterminadas de componentes de acero y en los cuales en la posición de 1/4 de espesor del espesor de la lámina, una microestructura es una fase dual con su fase principal compuesta de fortalecimiento por precipitación de ferrita poligonal por carburo de Ti y su segunda fase compuesta de 1 a 10% en fracción de área (fsd (%)) de productos de transformación a baja temperatura dispersados en una forma de isla, 0.001 £³ Ex.C (%)/fsd (%) £ 0.01 (Ex.C (%) = [C] - 12/48 X {[Ti] + 48/93 X [Nb] - 48/14 X [N] - 48/32 x [S]}) se satisface, un diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura es 3 a 15 mm, y un valor promedio de una distancia de aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura es 10 a 20 mm, y las láminas de acero de alta resistencia que tienen un valor de expansión de agujero l ³ 70%, que tienen una propiedad de fatiga de muesca de oWK/TS ³ 0.35, y que tienen defectos de superficie ligeros o no tiene defectos de superficie se puede obtener.
Los números de acero 32 y 39 contienen acero K y R que no contiene Si intencionalmente, respectivamente, y el contenido de Si de los mismos es 0 o un nivel de impureza. Sin embargo, los números de acero 32 y 39 también satisfacen la propiedad mecánica de la presente invención.
Los aceros distintos a los anteriores están fuera del alcance de la presente invención debido a las siguientes razones.
Es decir, con respecto al acero número 2, la temperatura de calentamiento está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión es baja.
Con respecto al acero número 3, la relación de reducción total del laminado en bruto está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 5, el· número de pasadas a 1050 a 1150°C y a 20% o más está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 6, el periodo de tiempo hasta el inicio del laminado de acabado está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión y el valor de expansión de agujero son bajos.
Con respecto al acero número 7, la temperatura de inicio del laminado de acabado está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión es baja.
Con respecto al acero número 8, la relación de reducción total del laminado de acabado está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 12, la temperatura de acabado del laminado de acabado está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 13, la temperatura de acabado del laminado de acabado está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es.bajo.
Con respecto al acero número 14, el periodo de tiempo hasta que el enfriamiento está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, de modo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión y el valor de expansión de agujero son bajos.
Con respecto al acero número 15, la velocidad de enfriamiento del enfriamiento (a) está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero y la propiedad de fatiga muesca son bajas.
Con respecto al acero número 16, la temperatura de detención de enfriamiento del enfriamiento (a) está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión y la propiedad de fatiga de muesca son bajas.
Con respecto al acero número 17, la temperatura de detención de enfriamiento del enfriamiento (a) está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión y la propiedad de fatiga de muesca son bajas.
Con respecto al acero número 18, la velocidad de enfriamiento del enfriamiento (b) está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión y el valor de expansión de agujero son bajos.
Con respecto al acero número 19, el periodo de tiempo de retención del enfriamiento (b) está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión y la propiedad de fatiga de muesca son bajas.
Con respecto al acero número 21, la velocidad de enfriamiento del enfriamiento (c) está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero y la propiedad de fatiga muesca son bajas.
Con respecto al acero número 22, la temperatura de devanado está fuera del alcance del método de fabricación del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 40, el contenido de C está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 41, el contenido de C está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión es baja.
Con respecto al acero número 42, el contenido de Si está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la propiedad de superficie es pobre.
Con respecto al acero número 43, el contenido de Mn está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que ocurre agrietamiento de placa para hacer imposible el laminado.
Con respecto al acero número 44, el contenido de Mn está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión es baja.
Con respecto al acero número 45, el contenido de P está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que el alargamiento y la propiedad de fatiga de muesca son bajas debido a resquebrajamiento.
Con respecto al acero número 46, el contenido de S está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que MnS se vuelve un punto de partida de una grieta y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 47, el contenido de N está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que el TiN grueso se vuelve un punto de partida de una grieta y el valor de expansión de agujero es bajo.
Con respecto al acero número 48, el contenido de Ti está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la propiedad de fatiga de muesca es baja.
Con respecto al acero número 49, el contenido de Ti está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y la resistencia a la tensión es baja.
Con respecto al acero número 50, el valor de Ti* está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero y la propiedad de fatiga de muesca son bajas.
Con respecto al acero número 51, el contenido de Al está fuera del alcance del acero de la presente invención, por lo que la microestructura predeterminada no se puede obtener y el valor de expansión de agujero es baja.
Tabla 1 Tabla 2 Tabla 3 Tabla 4 Tabla 5 Aplicabilidad industrial La lámina de acero de fase dual de la presente invención se puede usar para varios usos, tales como construcción de barcos, construcción, puentes , estructuras mar adentro, recipientes a presión, tuberías y partes de máquinas, además de elementos de automóviles que se requiere que tengan trabajabilidad, capacidad de expansión de agujero, y capacidad de doblez, asi como que tengan alta resistencia tales como elementos de lámina internos, miembros de estructura y miembros de carrocería inferior.

Claims (12)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero de fase dual que comprende en % en masa, C: 0.01 a 0.1%; Mn: 0.2 a 3%; Al: 0.04 a 1.5%; Ti: : 0.015 hasta 0.2%; Si: : 0 a 0.5%; Nb: : 0 a 0.06%; Cu: 0 a 1.2%; Ni: : de 0 a 0.6%; Mo: : 0 a 1%; V: de 0 a 0.2%; Cr: ¡ 0 a 2%; W: 0 a 0.5%; Mg: : de 0 a 0.01%; Ca: : de 0 a 0.01%; REM: 0 a 0.1%; B: de 0 a 0.002%; P: 0.01% o menos; S: 0.005% o menos; N: 0.01% o menos. en donde [Ti] - 48/4 x [N] - 48/32 x [S] ³ 0% se satisface y cuando Ex.C(%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32 x [S]} se establece, 0.001 £ Ex.C(%)/fsd (%) £ 0.01 se satisface, y el resto se compone de Fe e impurezas, en donde en la posición de del espesor de un espesor de lámina, una microestructura es una de fase dual con su fase principal compuesta de ferrita poligonal fortalecida por precipitación por carburo de Ti y su segunda fase compuesta de 1 a 10% en fracción de área (fsd (%)) de los productos de transformación a baja temperatura dispersados pluralmente, y un diámetro de cristal promedio del producto de transformación a baja temperatura es de 3 a 15 mm y un valor promedio de una distancia de aproximación más cercana entre los productos de transformación a baja temperatura es de 10 a 20 pm.
2. La lámina de acero de fase dual de conformidad con la reivindicación 1, que comprende: en % en masa, Si: 0.02% a 0.5%.
3. La lámina de acero de fase dual de conformidad con la reivindicación 1 o 2, que comprende: uno o dos o más de, en % en masa, Nb: 0.0050.06%; Cu: 0.02 a 1.2%; Ni: 0.01 a 0.6%; Mo: 0.01 a 1%; V: 0.01 a 0.2%; Cr: 0.01 a 2%; y W: 0.01 a 0.5%.
4. La lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende: uno o dos o más de, en % en masa, Mg: 0.0005 a un 0.01%; Ca: 0.0005 a un 0.01%; y REM: 0.0005 a 0.1%.
5. La lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, que comprende: en % en masa, B: 0.0002 a 0.002%.
6. La lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, en donde la galvanización se realiza en su superficie.
7. Un método de fabricación de una lámina de acero de fase dual que comprende: en una placa que contiene: en % en masa, C: 0.01 a 0.1%; Mn: 0.2 a 3%; Al: 0.04 a 1.5%; Ti: 0.015 a 0.2% o menos; Si: 0 a 0.5%; Nb: 0 a 0.06%; Cu: 0 a 1.2%; Ni: de 0 a 0.6%; Mo: 0 a 1%; V: de 0 a 0.2%; Cr: 0 a 2%; W: 0 a 0.5%; Mg: de 0 a 0.01%; Ca: de 0 a 0.01%; REM: 0 a 0.1%; B: de 0 a 0.002%; P: 0.01% o menos; S: 0.005% o menos; N: 0.01% o menos, en donde [Ti] - 48/4 x [N] - 48/32 x [S] = 0% se satisface y cuando Ex.C(%) = [C] - 12/48 x {[Ti] + 48/93 x [Nb] - 48/14 x [N] - 48/32x[S]} se establece, 0.001 = Ex.C(%)/fsd (%) = 0.01 se satisface, y el resto se compone de Fe e impurezas, realizar calentamiento a una temperatura SRTmln (°C) o superior, que se define por la expresión (1) siguiente, y luego en laminado en caliente, realizar laminado en bruto en una relación de reducción de 20% o más en una zona de temperatura no inferior a 1050°C ni mayor que 1150°C por lo menos durante una pasada y, después, a partir de laminado de acabado dentro de 150 segundos en una zona de temperatura de 1000°C o mayor y menor que 1080°C, y completar el laminado de acabado con la relación de reducción total para varias pasadas de no menos de 75% ni más de 95% en una zona de temperatura no inferior a una temperatura de punto de transformación Ar3 + 50°C ni superior a 1000°C; y dentro de 3 segundos, realizar enfriamiento hasta menos de la temperatura del punto de transformación de Ar3 a una velocidad de enfriamiento promedio de 15°C/seg o más, y enseguida realizar enfriamiento hasta una zona de temperatura mayor que 600°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un periodo de tiempo de 1 segundo o más y más corto que 100 segundos, y enseguida realizar enfriamiento hasta una zona de temperatura de 350°C o menos a una velocidad de enfriamiento de 15°C/seg o más, y realizar devanado. SRTmin = 10780/{5.13 -log ([TI] x [C])} - 273 · Expresión (1)
8. El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con la reivindicación 7, que comprende además: en el laminado en caliente, realizar laminado en bruto en una relación de reducción de 20% o más en una zona de temperatura no inferior a 1050°C ni superior a 1150°C durante varias pasadas, en donde la relación de reducción total del laminado en bruto es no menor que 60% ni mayor que 90%.
9. El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con la reivindicación 7 u 8, que comprende además: realizar enfriamiento hasta una zona de temperatura de 100°C o inferior y realizar devanado.
10. El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 7 a 9, en donde en la realización del enfriamiento a la zona de temperatura de más de 600°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un periodo de tiempo de 1 segundo o más largo y más corto que 100 segundos, cuando una longitud total de difusión acumulativa Ltotai de Ti en ferrita se expresa mediante la expresión (3) siguiente mediante la adición de una ·longitud de difusión L de Ti en ferrita expresada por la expresión (2) por debajo de un tiempo muy corto At/seg a partir de una temperatura de terminación de enfriamiento hasta el devanado, 0.15 = Ltotai = 0.5 se satisface. L = /q (T + 273) t . . . Expresión (2 ) Ltota + 273) DT ) . . . Expresión ( 3 ) Aquí, D(T + 273) es un coeficiente de difusión volumen a T°C. t es un período de tiempo de difusión. D(T) se expresa mediante la expresión (4) siguiente, usando un coeficiente de difusión DO de Ti, una energía de activación Q, y un constante de los gases R. D(T) = DO x Exp(-Q/R«(T + 273))... Expresión (4)
11. El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 7 a 10, en donde en la realización del enfriamiento a la zona de temperatura de más de 600°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 10°C/seg o menos durante un periodo de tiempo de 1 segundo o más largo y más corto que 100 segundos, una lámina de acero se sumerge en un baño de galvanización para galvanizar su superficie.
12. El método de fabricación de la lámina de acero de fase dual de conformidad con la reivindicación 11, que comprende además: en una lámina de acero de fase dual galvanizada, realizar un tratamiento de aleación en un intervalo de temperatura de 450 a 600°C. RESUMEN DE LA INVENCIÓN Una lámina de acero de estructura mixta que contiene, en términos de % en masa, 0.01 a 0.1% de C; 0.2 a 3% de Mn; 0.04 a 1.5% de Al; 0.015 a 0.2% de Ti; hasta 0.01% de P, hasta 0.005% de S, y hasta 0.01% de N, satiface [Ti]— 48/4x[N]-48/32x[S]³0% y satiface 0.001£Ex.C(%)/fsd (%)£ 0.01, en donde Ex .C(%)=[C]-12/48x{[Ti]+48/93x[Nb]-48/14x[N]-48/32x[S]}, con el resto comprendiendo Fe e impurezas. En esta lámina de acero de estructura mixta, la microestructura a una profundidad de H del espesor de la lámina es una estructura mixta en donde la fase principal comprende ferrita poligonal que ha sido endurecida por precipitación con carburo de Ti y la segunda fase comprende una pluralidad de granos de producto de transformación a baja temperatura dispersos presentes en una porción de área (fsd(%)) de 1 a 10%, los granos de producto de transformación a baja temperatura teniendo un diámetro de cristal promedio de 3 a 15 mm y teniendo una distancia entre los granos de producto de transformación a baja temperatura más cercanos de 10 a 20 mih en promedio.
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