MXPA05000863A - Hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, excelente trabajabilidad, propiedad de fatiga y calidad superficial. - Google Patents

Abstract

Se describe una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia que comprende C en un intervalo de 0,03 a 0,15% en masa, Mn en un intervalo de 0,5 a 2% en masa, y Al en un intervalo de 0,01 a 0,1% en masa, respectivamente, controlando al mismo tiempo S a no mas de 0,02% en masa (0% incluido), donde su estructura metalica tiene una ferrita poligonal como la fase principal, y comprende martensita como una segunda fase, conteniendo ademas P en un intervalo de 0,030 a 0,06% en masa, y Cr en un intervalo de 0,3 a 1,00% en masa, respectivamente, controlando al mismo tiempo Si a no mas de 0,1% en masa (0% incluido). Asi, se obtiene una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, excelente trabajabilidad, y propiedad de fatiga, y excelente calidad superficial a un costo relativamente bajo.

Description

HOJA DE ACERO LAMINADA EN CALIENTE DE ALTA RESISTENCIA, EXCELENTE TRABAJABILIDAD, PROPIEDAD DE FATIGA Y CALIDAD SUPERFICIAL ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN La invención se refiere a una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia para uso como un material constituyente de una rueda y suspensión de automóvil que se trabaja por estampado, y en particular, a una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, de excelente trabajabilidad, propiedad de fatiga, y calidad superficial.

La demanda de mejora de la seguridad contra choques y el ahorro de combustible de los automóviles se han hecho recientemente más severos, y es altamente deseable la reducción de peso de la carrocería del automóvil como una contramedida para satisfacer la demanda. Puesto que el peso de las ruedas y piezas de suspensión, en particular, entre las piezas del automóvil, constituye una alta proporción del peso de la carrocería de automóvil en conjunto, la reducción de peso se puede implementar si se reduce el grosor de las piezas incrementando la resistencia del material constituyente utilizado en esas piezas. Ahora, las ruedas y piezas de la suspensión se trabajan primariamente por estampado, de manera que se desea que el material del que están hechas sea de excelente trabajabilidad. Además, el material constituyente tiene que tener alta resistencia a la fatiga, y excelente durabilidad de manera que pueda minimizar el daño que se produce durante el uso. Además, a veces es preciso que la superficie exterior de algunas piezas, como, por ejemplo, en el caso de las ruedas, sea bonita. Por consiguiente, existe la necesidad de una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, de excelentes propiedades como trabajabilidad, propiedad de fatiga y calidad superficial, y como un método de producirla se ha propuesto la tecnología descrita, por ejemplo, en JP-A 9-31534. Con la tecnología descrita, la calidad superficial así como la procesabilidad química de una hoja de acero se mejora disminuyendo el contenido de Si, y una fase de ferrita se refuerza añadiendo Nb en combinación con Ti para mejorar por ello la resistencia mejorando al mismo tiempo la trabajabilidad. Sin embargo, con la tecnología descrita, dado que Ti en combinación con Nb se añaden como elementos esenciales, el costo resulta alto.

SUMARIO DE LA INVENCIÓN La invención se ha desarrollado en dichas circunstancias, y un objeto de la invención es proporcionar una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, excelente trabajabilidad, y propiedad de fatiga, y excelente calidad superficial, a un costo relativamente bajo. Un aspecto preferido de la presente invención se dirige a una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia capaz de resolver los problemas descritos, de excelente trabajabilidad, propiedad de fatiga, y calidad superficial, que tiene dichas características porque comprende: C en un intervalo de 0,03 a 0,15% en masa; Mn en un intervalo de 0,5 a 2% en masa; Al en un intervalo de 0,01 a 0,1% en masa; P en un intervalo de 0,030 a 0,08% en masa; y Cr en un intervalo de 0,3 a 1,00% en masa, respectivamente, controlando al mismo tiempo S a no más de 0,02% en masa (0% incluido), y Si a no más de 0,1% en masa (0% incluido) , donde su estructura metálica tiene una ferrita poligonal como la fase principal, y comprende martensita como una segunda fase. En el aspecto, la ferrita poligonal es preferiblemente no inferior a 75% en términos de fracción en volumen. La martensita está preferiblemente en un intervalo de 3 a 20% en términos de fracción en volumen. En el aspecto, la hoja de acero también comprende preferiblemente, como otros elementos : (a) Ni: 0,1 a 1% en masa, y/o Cu: 0,1 a 1% en masa; (b) Co: 0,01 a 1% en masa; (c) Ca: no más de 0,005% en masa (0% no incluido); y (d) Al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consta de Nb : 0,01 a 0,3% en masa, Ti: 0,01 a 0,3% en masa, V: 0,01 a 0,5% en masa, Mo : 0,05 a 1% en masa, y B: 0,0003 a 0,01% en masa, etc. Con la invención, controlando adecuadamente el contenido respectivo de P, Cr y Si, es posible obtener la hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, de excelente trabaj abilidad , y propiedad de fatiga, y excelente calidad superficial, a un costo relativamente bajo incluso sin adición de Nb en combinación con Ti. Otros objetos, características y ventajas de la invención aparecerán más plenamente en la descripción siguiente . BREVE DESCRIPCIÓN DE LOS DIBUJOS La figura 1 es un gráfico que muestra los resultados de la evaluación realizada del efecto del contenido de Si y del contenido de P en la calidad superficial de hojas de acero.

Y la figura 2 es un gráfico que muestra los resultados de la evaluación realizada del efecto del contenido de P y del contenido de Cr, en la trabaj abilidad y la propiedad de fatiga de hojas de acero, respectivamente. DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LAS REALIZACIONES PREFERIDAS Para hallar una solución a los problemas descritos, el autor de la invención y otros han realizado estudios desde varios ángulos, y como resultado, han hallado que para mejorar la trabaj abilidad, propiedad de fatiga y calidad superficial con respecto a una hoja de acero laminada en caliente, si la hoja de acero laminada en caliente se convierte en una hoja de acero laminada en caliente de fase doble con una estructura que tiene ferrita poligonal como la fase principal, y conteniendo martensita en una cantidad predeterminada como una segunda fase controlando al mismo tiempo el equilibrio del contenido entre los elementos P, Cr y Si que están comprendidos en la hoja de acero laminada en caliente, los problemas se pueden resolver con éxito, realizando así la invención. A continuación se describirá con detalle el concepto fundamental (filosofía fundamental) de una hoja de acero laminada en caliente según la invención describiendo al mismo tiempo cómo se ha llegado a la invención . Para lograr una mejora de la trabaj abilidad de una hoja de acero laminada en caliente, el autor de la invención y otros han centrado la atención en una hoja de acero laminada en caliente de fase doble con una estructura que tiene ferrita poligonal como la fase principal, y conteniendo martensita difundida como la segunda fase, y han seguido realizando varios estudios sobre la relación entre la composición química de la hoja de acero laminada en caliente de fase doble, y sus propiedades, tales como la trabaj abilidad, propiedad de fatiga y calidad superficial. Como resultado, se ha hallado que si el contenido de Si se controla todo lo posible al mismo tiempo que se añade P en combinación con Cr, se puede obtener una hoja de acero laminada en caliente de fase doble, de excelente traba abilidad, propiedad de fatiga y calidad superficial.

En primer lugar, a continuación se describen los resultados de estudios realizados sobre los efectos del contenido de Si y del contenido de P en la calidad superficial de una hoja de acero. La figura 1 es un gráfico que muestra los resultados de la evaluación realizada sobre la calidad superficial de hojas de acero conteniendo 0,10% de C, 1,5% de Mn, 0, 005% de S, y 0,040% de Al, obtenidas cambiando de varias formas el contenido de Si y el contenido de P (para un procedimiento detallado de evaluación de la calidad superficial, consúltese una realización descrita a continuación) . En la figura 1, el símbolo 0 indica un espécimen en el que no se observan marcas de incrustaciones, el símbolo ? un espécimen en el que se observan marcas de incrustaciones local-mente, y el símbolo X un espécimen en el que se observan marcas de incrustaciones sustancialmente en toda su superficie, respectivamente. Además, las hojas de acero se produjeron en las mismas condiciones. Más específicamente, el laminado en caliente se realizó a una temperatura de laminado de 880°C, una velocidad de enfriamiento primario (velocidad de enfriamiento durante un período desde la temperatura de laminado hasta la temperatura de parada del enfriamiento primario) de 50°C/s, una temperatura de enfriamiento in-termedio al aire (la temperatura de parada del enfriamiento primario) de 680°C, un tiempo de enfriamiento intermedio al aire de 6 s, una velocidad de enfriamiento secundario (velocidad de enfriamiento durante un período desde la temperatura de terminación del enfriamiento intermedio al aire hasta la temperatura de devanado) de 35 °C /s, y una temperatura de devanado de 100°C. Las hojas de acero obtenidas eran de una estructura de fase doble que tiene ferrita poligonal como la fase principal, y conteniendo martensita en un intervalo de 3 a 20% en fracción en volumen como una segunda fase. Como es evidente por la figura 1, la calidad superficial de la hoja de acero se consideró excelente si el contenido de Si se controlaba a no más de 0,1%. Es decir, si comprende incluso una ligera cantidad de Si, se forman incrustaciones, creando una causa de la generación de de-fectos superficiales, lo que a su vez hace que se deterio-re la calidad superficial. En el caso de controlar el contenido de Si a alrededor de 0,13%, la característica de formación de incrustaciones experimenta un cambio incrementando el contenido de P como se describe más adelante, de manera que la calidad superficial se mejora en cierta medida; sin embargo, a veces todavía se observan marcas de incrustaciones localmente. Sin embargo, si el contenido de Si se controla a no más de 0,1%, se puede obtener excelente calidad superficial con mayor fiabilidad. A continuación, se describe los resultados de estudios realizados sobre los efectos del contenido de P y del contenido de Cr en la trabaj abilidad y propiedad de fatiga de una hoja de acero. La figura 2 es un gráfico que muestra los resultados de la evaluación realizada sobre la trabaj abilidad y propiedad de fatiga de hojas de acero conteniendo 0,08% de C, 0,02% de Si, 1,5% de Mn, 0,005% de S, y 0,040% de Al, obtenidas cambiando de varias formas el contenido de P y el contenido de Cr (para un procedimiento detallado de evaluación de la trabaj abilidad y propiedad de fatiga, consúltese la realización descrita a continuación). En la figura 2, el símbolo O indica un espécimen de excelente trabajabilidad y propiedad de fatiga, el símbolo 0 un espécimen de excelente trabajabilidad, pero inferior propiedad de fatiga, el símbolo ? un espécimen de excelente propiedad de fatiga, pero inferior trabajabilidad, y el símbolo X un espécimen de trabajabilidad y propiedad de fatiga inferiores, respectivamente . Además, las hojas de acero se produjeron en las mismas condiciones. Más específicamente, el laminado en caliente se realizó a una temperatura de laminado de 880°C, una velocidad de enfriamiento primario (velocidad de enfriamiento durante un período desde la temperatura de laminado hasta la temperatura de parada del enfriamiento primario) de 50°C/s, una temperatura de enfriamiento intermedio al aire (la temperatura de parada del enfriamiento primario) de 680°C, un tiempo de enfriamiento intermedio al aire de 6 s, una velocidad de enfriamiento secundario (velocidad de enfriamiento durante un período desde la temperatura de terminación del enfriamiento intermedio al aire hasta la temperatura de devanado) de 35°C/s, y una temperatura de devanado de 100°C. Las hojas de acero obtenidas tenían 3,2 rara de grosor, y su estructura metálica era una estructura de fase doble que tiene ferrita poligonal como la fase principal, y conteniendo martensita en un intervalo de 3 a 20% en volumen en términos de fracción en volumen como una segunda fase. Como es evidente por la figura 2, la trabajabilidad y la propiedad de fatiga de la hoja de acero se consideraron excelentes si el contenido de P se controlaba a un intervalo de 0,030 a 0,08%, y el contenido de Cr se controlaba a un intervalo de 0,3 a 1,00%. Más específicamente, en el caso de que el contenido de P no sea superior a 0,030%, y en el caso de que el contenido de Cr sea inferior a 0,3%, se deterioran la trabajabilidad y la propiedad de fatiga; sin embargo, si comprende las cantidades predeterminadas de P y Cr, respectivamente, la trabajabilidad puede resultar compatible con la propiedad de fatiga aunque en realidad no contenga Si. La razón de esto no se entiende bien; sin embargo, el autor de la invención y otros opinan que la afinidad entre P y Cr en acero influye en la trabajabilidad y propiedad de fatiga. Más específicamente, cuando la afinidad entre P y Cr es excelente, se forman compuestos (por ejemplo, CrP04 , etc) en el acero. Mientras, se considera que estos elementos están en el estado de solución sólida en acero antes de que su respectivo contenido exceda de los límites especificados, y por consiguiente, si el equilibrio entre el contenido de P y el contenido de Cr se ajusta adecuadamente, no se producirán fácilmente problemas, tales como segregación, fragilidad, formación de carburo, mejora excesiva de la templabilidad, etc, que se producen cuando se realiza por separado una adición excesiva de P o Cr, y, además, la propiedad de fatiga se mejora más debido al efecto sinérgico de la adición de P y Cr . En base al conocimiento antes descrito, con la hoja de acero laminada en caliente según la invención, es importante que se contengan positivamente P en un intervalo de 0,030 a 0,08%, y Cr en un intervalo de 0,3 a 1,00%, respectivamente, y que el contenido de Si se controle a no más de 0,1 0 (0% incluido) . A continuación se describe una estructura que incluye la hoja de acero laminada en caliente según la invención. La hoja de acero laminada en caliente según la invención tiene preferiblemente una estructura metálica que tiene ferrita poligonal como la fase principal, y conteniendo martensita como una segunda fase, y la martensita está preferiblemente en un intervalo de 3 a 20% en términos de fracción en volumen.

La hoja de acero con la ferrita poligonal como la fase principal tiene excelente ductilidad y se puede mejorar la trabaj abilidad de la hoja de acero. Aquí, la ferrita poligonal es ferrita baja en densidad de dislocación, e incluye ferrita cuasipoligonal , con exclusión, no obstante, de ferrita alta en densidad de dislocación, tal como ferrita acicular, ferrita bainítica, etc. La razón de esto se debe a que la ferrita alta en densidad de dislocación deteriora la ductilidad de la hoja de acero. La fase principal se refiere a una fase que actúa como el cuerpo principal de la estructura de una hoja de acero, y más específicamente, se refiere a una fase de más de 50% en términos de fracción en volumen. Una relación de la ferrita poligonal a toda la estructura no es preferiblemente inferior a 75% en fracción en volumen, más preferiblemente, no inferior a 80%. Sin embargo, si la ferrita poligonal excede de 97% en fracción en volumen, la cantidad de martensita producida es demasiado pequeña, de manera que la ferrita poligonal no tiene que ser más de 97% en fracción en volumen, y no es preferiblemente más de 93% en fracción en volumen.

La estructura de la hoja de acero laminada en caliente según la invención tiene que contener martensita como la segunda fase, y una relación de la martensita a toda la estructura está preferiblemente en un intervalo de 3 a 20% en fracción en volumen. Con la hoja de acero laminada en caliente que tiene la ferrita poligonal como la fase principal, y la martensita como la segunda fase, es posible disminuir una relación de fluencia (una relación de límite de fluencia a resistencia a la tracción) , e incrementar la elongación homogénea y la elongación a rotura, mejorando por ello el equilibrio entre resistencia y ductilidad. Sin embargo, con la martensita a menos de 3% en fracción en volumen, resulta imposible asegurar las tres propiedades de una baja relación de fluencia, alta ductilidad y alta resistencia a la fatiga, de manera que la martensita está preferiblemente a no menos de 3% en fracción en volumen. Por otra parte, si una relación de la martensita excede de 20% en fracción en volumen, la ductilidad se deteriora aunque aumenta la resistencia de la hoja de acero, haciendo por ello que la hoja de acero sea incapaz de afrontar las severas condiciones operativas, de manera que la martensita está preferiblemente a no más de 20% en fracción en volumen. Como se describe en lo que antecede, la hoja de acero laminada en caliente según la invención se hace del acero de fase doble, teniendo la estructura la ferrita poligonal como la fase principal, y conteniendo la martensita como la segunda fase; sin embargo, el acero de fase doble puede contener perlita, bainita, austenita retenida, etc, como una tercera fase, a condición de que esté en una cantidad pequeña. Sin embargo, si una relación de la tercera fase a toda la estructura resulta alta, disminuye una relación relativa de la segunda fase (la martensita) , de manera que no se puede obtener los efectos deseados. Por consiguiente, la tercera fase se controla preferiblemente a no más de 5%, más preferiblemente, a no más de 3% en fracción en volumen. Las fracciones de volumen de los respectivos constituyentes, que ocupan la estructura de acero, se pueden calcular mediante análisis de las imágenes tomadas con microscopio electrónico. Más específicamente, suponiendo que el grosor de una hoja de acero es t, se seleccionaron en tres puntos arbitrarios regiones de 0,01 mm2 a partir de una sección transversal de la hoja de acero, en la dirección de laminado, a una profundidad t/4 de la superficie de la hoja de acero, y se tomaron imágenes de las regiones respectivas a una ampliación de 1000 X con un microscopio electrónico de exploración, calculando por lo tanto los porcentajes de área de los respectivos constituyentes rea-lizando análisis de las imágenes tomadas. Los porcentajes de área se toman como fracciones de volumen en la construcción metálica. A continuación, se describen los componentes básicos de la hoja de acero laminada en caliente según la invención. Todos los componentes indicados a continuación son en unidades de porcentaje en masa. La hoja de acero según la invención comprende C en un intervalo de 0,03 a 0,15%, Mn en un intervalo de 0,5 a 2%, y Al en un intervalo de 0,01 a 0,1% como los componentes básicos, con-trolando al mismo tiempo S a no más de 0,02% (0% incluido) . La razón de determinar los intervalos anteriores se describe a continuación. C: 0, 03 a 0,15% C es un elemento importante para incrementar la resistencia de la hoja de acero, y en particular, para formar martensita. Para hacer que C exhiba efectivamente tales funciones, es necesario que contenga no menos de 0,03% de C.

Sin embargo, si el contenido de C resulta excesivo, será difícil la formación de ferrita poligonal que se ha de convertir en la fase principal, produciendo por lo tanto deterioro de la ductilidad, y dando lugar a pobre soldabilidad. Por consiguiente, el contenido de C se debe controlar a no más de 0,15%. Mn : 0,5 a 2 % Mn es un elemento importante para mejorar la templabilidad, y obtener un acero de fase doble según se desee, actuando también como un elemento endurecedor de solución sólida. Para hacer que Mn exhiba efectivamente tales funciones, tiene que contener al menos 0,5% de Mn. Sin embargo, si el contenido de Mn es excesivo, será difícil formar la ferrita poligonal, produciendo por ello no sólo deterioro de la ductilidad, sino también deterioro de la trabajabilidad y soldabilidad, debido a la segregación de Mn, de manera que el límite superior del contenido de Mn se establece a 2%. Al: 0,01 a 0,1% Al es un elemento desoxidante, y tiene que estar presente no menos de 0,01% de Al. Es decir, con la hoja de acero laminada en caliente según la invención, para reducir el contenido de Si todo lo posible, hay que añadir positivamente Al para sustituir el Si como un elemento desoxidante. Sin embargo, aunque Al se añada excesivamente, su efecto llegará a saturación, y Al actuará más bien como una fuente para la formación de inclusiones a base de óxido, produciendo por lo tanto deterioro de la ductilidad. Por consiguiente, el límite superior del contenido de Al se establece a 0,1%. S: no más de 0,02% (0% incluido) S forma en acero inclusiones a base de sulfuro, produciendo por lo tanto deterioro de la formabilidad (en particular, la propiedad de forja de piezas anulares) , y dando lugar a pobre soldabilidad por puntos, de manera que S se reduce preferiblemente todo lo posible; sin embargo, puesto que S se mezcla como una impureza inevitable, es permisible un contenido de S hasta 0,02%. Para garantizar ductilidad localizada, en particular, de una hoja de acero, el contenido de S se controla preferiblemente a no más de 0, 005%. Es importante que la hoja de acero laminada en caliente según la invención contenga P en un intervalo de 0,030 a 0,08%, y Cr en un intervalo de 0,3 a 1,00%, respectivamente, además de los componentes básicos descritos anteriormente, controlando al mismo tiempo Si a no más de 0,1% (0% incluido) . P: 0, 030 a 0, 08% P es un elemento para efectuar endurecimiento por solución sólida de la ferrita poligonal, y la adición de P en una cantidad pequeña da lugar a un equilibrio excelente entre resistencia y ductilidad. Sin embargo, en el pasado, la adición de P en más de 0,030% produjo en cambio deterioro del equilibrio entre resistencia y ductilidad, dando lugar además a deterioro de la tenacidad y soldabilidad . Por consiguiente, nunca se ha llevado a la práctica la adición positiva de P. A pesar de la práctica anterior, con la hoja de acero laminada en caliente según la invención, mediante la adición combinada de P y Cr antes descrita, es posible mejorar la trabaj abilidad y la propiedad de fatiga a causa del efecto del uso combinado de P y Cr sin producir un efecto nocivo debido a la adición excesiva de P. Hay que añadir P en cantidad superior a 0,030% para hacer que exhiba efectivamente dicho efecto ventajoso. Sin embargo, si se añade P en exceso, hará que P se una a Cr produciendo compuestos frágiles, creando por ello una causa para la formación de conglomerados, de manera que, en cambio, se deteriora el efecto ventajoso debido a la adición com-binada de P y Cr. Por lo tanto, el límite superior del contenido de P tiene que ser 0,08%. Más preferiblemente, el contenido de P no es superior a 0,080%. Cr : 0,3 a 1 ,00% Cr es un elemento para mejorar la templabilidad, y también es un elemento para estabilizar la austenita durante un período de enfriamiento después del laminado en caliente, y facilitar la formación de martensita. Por consiguiente, si se incrementa el contenido de Cr, se forma más martensita, pero, por otra parte, disminuye la cantidad de la ferrita poligonal formada, dando lugar a deterioro de la ductilidad. No obstante, con la hoja de acero laminada en caliente según la invención, aunque se añada Cr de tal manera que su contenido sea ligeramente alto, esto no producirá deterioro de la trabajabilidad, y además, puede mejorar la propiedad de fatiga por el efecto de la adición combinada de P y Cr, como se ha descrito previamente. El contenido de Cr no debe ser inferior a 0,3% para hacer que exhiba efectivamente dicho efecto, y el contenido de Cr no es preferiblemente inferior a 0,30%. Sin embargo, la adición excesiva de Cr hará que el efecto ventajoso debido a la adición de Cr en combinación con P llegue a saturación, no dando lugar a ninguna mejora adicional de la propiedad de fatiga, y creando en cambio una causa de la formación de compuestos frágiles producidos por la unión de Cr a P, y conglomerados, de manera que se produce deterioro de la ductilidad y propiedad de tratamiento de conversión. Por consiguiente, el límite superior del contenido de Cr tiene que ser 1,00%. Si: no más de 0,1% (0% incluido) Si hace de elemento desoxidante, y, además, tiene la función de promover la transformación de hierro y (austenita) a hierro a (ferrita) después del laminado en caliente, y de facilitar la formación de martensita liberando carbono disuelto en en estado de solución sólida a hierro y. Sin embargo, aunque se contenga una cantidad pequeña de Si, se formarán óxidos, produciendo por lo tanto deterioro de la calidad superficial, y creando una causa de defectos superficiales. Los defectos superficiales serán una causa del deterioro de la propiedad de fatiga. Por consiguiente, con la invención, el contenido de Si se debe controlar a no más de 0,1%, y preferiblemente no es superior a 0,05%. La hoja de acero laminada en caliente según la invención comprende C en un intervalo de 0,03 a 0,15%, Mn en un rango de 0,5 a 2%, Al en un intervalo de 0,01 a 0,1%, P en un intervalo de 0,030 a 0,08%, y Cr en un intervalo de 0,3 a 0,08%, como componentes esenciales, respectivamente, controlando al mismo tiempo S a no más de 0,02% (0% incluido), y Si a no más de 0,1%, respectivamente, incluyendo el equilibrio Fe, e impurezas inevitables (por ejemplo, Mg, Zr, As, Se, etc) , y puede contener además, como otros elementos : (e) Ni: 0,1 a 1%, y/o Cu; 0,1 a 1%; (f) Co: 0,01 a 1 % (c) Ca: no más de 0,005% (0% no incluido); y (d) al menos un elemento seleccionado del grupo que consta de Nb : 0,01 a 0,3%, Ti: 0,01 a 0,3%, V: 0,01 a 0,5%, Mo: 0,05 a 1%, y B: 0,0003 a 0,01%, etc. Dichos intervalos se establecen por las razones siguientes: (a) Ni: 0,1 a 1%, y/o Cu; 0,1 a 1% Ni es un elemento capaz de mejorar la templabilidad y la resistencia sin deteriorar la soldabilidad. Para hacer que exhiba efectivamente dichos efectos, se añade preferiblemente al menos 0,1% de Ni, y más preferiblemente se añade no menos de 0,3% de Ni. Sin embargo, puesto que la adición excesiva de Ni incrementará el costo, el límite superior del contenido de Ni es preferiblemente 1%, y más preferiblemente no superior a 0,5%. En contraposición, Cu es un elemento efectivo para el endurecimiento por solución sólida y el endurecimiento por precipitación, y es un elemento efectivo para reforzar una hoja de acero sin deteriorar la propiedad de rebordeado en elongación. Además, la propiedad de fatiga también se mejora mediante la adición de Cu común. Para hacer que exhiba efectivamente dichos efectos, se añade preferiblemente al menos 0,1% de Cu, y se añade más preferiblemente no me-nos de 0,3% de Cu. Sin embargo, aunque se añada Cu en exceso, el efecto de tal adición será saturado simplemente, dando lugar a un aumento de costo. Por consiguiente, el límite superior del contenido de Cu es preferiblemente 1%. Cada uno de dichos elementos se puede añadir solo; sin embargo, al añadir Cu, su adición, en combinación con Ni, es preferible para evitar la fragilidad en caliente. En el caso de la adición combinada de Cu y Ni , una cantidad de adición de Ni está preferiblemente en un intervalo de una cantidad equivalente a la de Cu a aproximadamente 1/3 de la de Cu. (b) Co: 0,01 a 1% Co es un elemento para producir en general deterioro de la templabilidad, y raras veces se añade a un acero de fase doble (acero de estructura de transformación) . Sin embargo, con la hoja de acero laminada en caliente según la invención, puesto que se añade P en combinación con Cr, Co exhibe un efecto de mejorar la ductilidad debido a la acción limpiadora de la ferrita poligonal. Para hacer que exhiba efectivamente tal efecto, se añade preferiblemente no menos de 0,01% de Co . Sin embargo, aunque se añada Co en exceso, el efecto de tal adición será llegar simplemente a saturación, dando lugar a un aumento de costo. Por consiguiente, el limite superior del contenido de Co se establece a 1%, y es más preferiblemente no más de 0,5%. (e) Ca : no más de 0,005% (0% no incluido) Ca es un elemento para controlar la morfología de las inclusiones a base de sulfuro, mejorando la ductilidad (en particular, la propiedad de rebordeado en elongación) de una hoja de acero esferoidizando la morfología de las inclusiones a base de sulfuro. Tal efecto se puede lograr efectivamente mediante la adición de incluso una cantidad pequeña de Ca sin embargo, si se añade Ca en una cantidad excesiva, no sólo se satura el efecto de tal adición, sino que también se deteriora la limpieza de la hoja de acero, de manera que el contenido de Ca se controla preferiblemente de modo que no sea superior a 0,005%. Además, como la morfología de las inclusiones a base de sulfuro se puede controlar mediante la adición de REM en lugar de Ca, se puede añadir REM cuando sea necesario. En tal caso, el contenido de REM se pone preferiblemente a no más de 0,01%, y se pone más preferiblemente a no más de 0,005%. (d) Al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consta de Nb: 0,01 a 0,3%, Ti: 0,01 a 0,3%, V: 0,01 a 0,5%, Mo: 0,05 a 1%, y B: 0,0003 a 0,01% Cada uno de los elementos Nb, Ti, V, Mo, y B es un elemento que contribuye a la mejora de la templabilidad, y en particular, V y Mo contribuyen no sólo a la mejora de la templabilidad, sino también al aumento de la resistencia a causa del endurecimiento por precipitación. Para hacer que exhiba efectivamente dichos efectos, es preferible añadir no menos de 0,01% de V, y no menos de 0,05 de Mo . Sin embargo, puesto que V y Mo son más propensos a unirse a P que Cr, si los elementos se añaden en cantidad excesiva, esto interferirá más bien con el efecto de la adición combinada de P y Cr, creando eventualmente una causa de deterioro considerable de la ductilidad, debido al excesivo endurecimiento por precipitación. Por consi -guíente, es preferible establecer el límite superior del contenido de V a 0,5%, y el límite superior del contenido de Mo a 0,1%. Más preferiblemente, el límite superior del contenido de V se establece a no más de 0,2%, y el del contenido de Mo se establece a no más de 0,5%. Mientras tanto, B es un elemento que actúa efectivamente para mejorar la templabilidad, y obtener un acero de fase doble. Para hacer que exhiba efectivamente tal efecto, se añade preferiblemente no menos de 0,0003% de B. Sin embargo, si se añade B en una cantidad excesiva, no sólo se satura el efecto de tal adición, sino que también se deteriora la ductilidad del acero de fase doble, de manera que el límite superior del contenido de B se pone preferiblemente a no más de 0,01%, más preferiblemente a no más de 0,002%. Por otra parte, Nb y Ti son elementos caros, y desde el punto de vista del costo, se deberá evitar su adición. Con la hoja de acero laminada en caliente según la invención, en particular, puesto que se añaden los elementos P, Cr, y Si, en equilibrio apropiado, se puede obtener los efectos deseados incluso sin adición de Nb y Ti. Sin embargo, en el caso de que no se considere el aspecto del costo, no planteará ningún problema el hecho de que se contengan Nb y Ti como elementos de adición adicionales. Nb y Ti hacen de elementos para efectuar el endurecimiento por precipitación, o mejorar la templabilidad, contribuyendo al aumento de la resistencia. Para que dicho efecto se exhiba efectivamente, es preferible añadir no menos de 0,01% de Nb y no menos de 0,01% de Ti. Más preferiblemente, se añade no menos de 0,02% de Nb, y no menos de 0,05% de Ti. Sin embargo, puesto que Nb y Ti son más propensos a unirse a P que Cr en los casos de los elementos antes descritos, tal como V, Mo, y B, si estos elementos se añaden en cantidad excesiva, interferirá más bien con el efecto de la adición combinada de P y Cr, creando eventualmente una causa del deterioro considerable de la ductilidad, debido a excesivo endurecimiento por precipitación. Por consiguiente, es preferible establecer el límite superior del contenido de Nb a 0,3%, y el límite superior del contenido de Ti a 0,3%. Más preferiblemente, el límite superior de Nb no es superior a 0,1%, y el límite superior de Ti no es superior a 0,2%. Un contenido agregado de Nb, Ti, V, Mo, y B se ajusta preferiblemente de modo que esté en un intervalo que no exceda del contenido de Cr en términos de relación atómica equivalente representada por la fórmula siguiente: (Nb/92,9 + Ti/47,9 + V/50.9 + o/95,9 + B/l0,8) < Cr/52 Solamente tiene que ser suficiente que la hoja de acero laminada en caliente según la invención cumpla los requisitos anteriores, y un método de producirla se describirá a continuación a modo de ejemplo aunque sin limitación particular al método de producirla. Para producir una estructura de hoja de acero que tiene ferrita poligonal como la fase principal, haciendo que se forme martensita como la segunda fase, y para ajustar una relación de la martensita a toda la estructura en un intervalo de 3 a 20% en fracción en volumen, el enf iamiento, en particular, después del laminado en caliente, se realiza preferiblemente en dos etapas con enfriamiento intermedio al aire interpuesto. Es decir, es deseable controlar adecuadamente la temperatura de laminado para el laminado en caliente, la velocidad de enfriamiento durante un período desde la temperatura de laminado hasta la temperatura de enfriamiento intermedio al aire (también denominada a continuación la velocidad de enfriamiento primario) , la temperatura de enfriamiento intermedio al aire (es decir, la temperatura de parada del enfriamiento primario) , la temperatura de enfriamiento intermedio al aire (es decir, la temperatura de parada del enfriamiento primario) , el tiempo de enfriamiento intermedio al aire, la velocidad de enfriamiento durante un período de temperatura desde la terminación del enfriamiento intermedio al aire hasta la temperatura de devanado (también denominada a continuación velocidad de enfriamiento secundario) , la temperatura de devanado, etc. Más específicamente, el método se describe a continuación . Sin particular restricción de las condiciones de laminado en caliente, el laminado en caliente se puede realizar a una temperatura en un intervalo de aproximadamente 800 a 1100°C como en el caso convencional, pero la temperatura de laminado es del intervalo de aproximadamente 800 a 950°C. Si la temperatura de laminado es inferior a 800°C, se forma una región de fase doble durante la operación de laminado, haciendo por ello que la estructura sea heterogénea, mientras que si la temperatura de laminado excede de 950°C, los granos de austenita son bastos, retardando por lo tanto la precipitación de ferrita, y haciendo difícil asegurar una cantidad suficiente de ferrita. El enfriamiento después del laminado en caliente se realiza preferiblemente en dos etapas con el enfriamiento intermedio al aire interpuesto entremedio. Con el enfriamiento intermedio al aire interpuesto entre las dos etapas, una estructura metálica puede tener dos fases que constan de ferrita y martensita. En este punto del tiempo, la temperatura de parada del enfriamiento primario (es decir, la temperatura de enfriamiento intermedio al aire) es preferiblemente del intervalo de aproximadamente 650 a 700°C, y el tiempo de enfriamiento intermedio al aire se establece preferiblemente en el intervalo de 3 a 20 s. Si la temperatura de enfriamiento intermedio al aire es inferior a aproximadamente 650°C, la transformación de ferrita no proseguirá suficientemente, y por otra parte, si la temperatura de enfriamiento intermedio al aire excede de aproximadamente TQQaC, la concentración de carbono en austenita no proseguirá suficientemente. Además, si el tiempo de enfriamiento intermedio al aire es menos de aproximadamente 3 s, la transformación de ferrita no proseguirá suficientemente, y en contraposición, si el tiempo de enfriamiento intermedio al aire es superior a aproximadamente 20 s, resulta difícil retardar la transformación de perlita. La velocidad de enfriamiento durante el período desde la temperatura de laminado hasta la temperatura de enfriamiento intermedio al aire (la velocidad de enfriamiento primario) es preferiblemente del intervalo de aproximadamente 20 a 100°C/s. Si la velocidad de enfriamiento primario es inferior a 20°C/s, se genera ferrita basta, y si la velocidad de enfriamiento primario excede de 100°C/s, será difícil lograr un enfriamiento uniforme, dando lugar a una estructura heterogénea . La velocidad de enfriamiento durante el período desde la temperatura de terminación del enfriamiento intermedio al aire hasta la temperatura de devanado (la velocidad de enfriamiento secundario) no es preferiblemente inferior a 20°C/s. Con la velocidad de enfriamiento secundario inferior a 20°C/s, es imposible controlar la transformación de perlita y la transformación de bainita. La temperatura de devanado es preferiblemente entre aproximadamente 350°C y la temperatura ambiente. Si la temperatura de devanado excede de 350°C, la segunda fase no se puede convertir en martensita. La hoja de acero laminada en caliente según la invención es superior en cualquiera de las propiedades tal como trabaj abilidad, propiedad de fatiga, y calidad superficial a pesar de su alta resistencia, de manera que es adecuada en la aplicación como un material constituyente de piezas de automóvil tal como, por ejemplo, ruedas de automóvil, componentes de suspensión, etc. Ejemplos operativos La invención se describe con más detalle más adelante con referencia a ejemplos operativos. Se ha de señalar, sin embargo, que la invención no se limita por la naturaleza de los ejemplos operativos, y se pueden hacer varias modificaciones dentro del alcance de las ideas descritas en lo que antecede y sigue, sin apartarse del espíritu o alcance de la invención. Se convirtieron lingotes de acero de las composiciones químicas mostradas en la Tabla 1 en tabletas a laminarse después en caliente a 1200°C. Las temperaturas de laminado en caliente se muestran en la Tabla 2. Después del laminado en caliente, se realizó enfriamiento en dos etapas con enfriamiento intermedio al aire interpuesto entremedio, y se tomaron piezas hasta las temperaturas de devanado expuestas en la Tabla 2, obteniendo por lo tanto hojas de acero laminadas en caliente de 3,2 mm de grosor cada una. La Tabla 2 muestra la velocidad de enfriamiento durante el período desde la temperatura de laminado hasta la temperatura de parada del enfriamiento primario (la velocidad de enfriamiento primario) , la temperatura de parada del enfriamiento primario, el tiempo de enfriamiento intermedio, y la velocidad de enfriamiento durante el período desde la temperatura de terminación del enfriamiento intermedio hasta la temperatura de devanado (la velocidad de enfriamiento secundario) que se adoptaron en este caso.

Tabla 1 Tipo Composiciones químicas (% en masa) de C si Mn P S Al Cr Otros acero 1 0, 037 0, 06 1, 0 0, 051 0, 005 0, 04 0,33 - 2 0, 083 0, 04 1 , 2 0, 032 0, 002 0 , 03 0, 65 3 0 , 118 0, 06 1,4 0, 043 0, 002 0, 04 0, 85 4 0, 085 0, 04 0,7 0,036 0, 003 0, 05 0, 74 5 0, 072 0, 05 1,6 0 , 074 0 , 001 0 , 03 0, 92 6 0, 068 0 , 03 0,9 0, 038 0, 003 0 , 03 0, 62 7 0 , 083 0 , 01 1,0 0,075 0, 005 0, 06 0,77 8 0, 065 0, 02 1,4 0,038 0 , 005 0 , 03 0, 47 9 0,094 0 , 03 1,6 0, 069 0 , 005 0, 06 0,69 10 0,039 0,01 1,6 0,043 0, 002 0, 06 0,54 Ni : 0 , 21 , Cu : 0 , 3 11 0,061 0 , 07 0,8 0,057 0 , 004 0, 04 0,45 Ni : 0, 38 , Cu: 0 , 84 12 0, 051 0, 03 1,4 0,067 0, 003 0, 07 0, 87 Co: 0, 05 13 0,069 0, 04 0, 9 0, 052 0,004 0, 04 0, 57 Co:0,23 14 0,076 0 , 07 0,6 0,078 0,002 0 , 07 0,38 Ca:0, 002 3 15 0 , 053 0,03 1,3 0, 055 0, 005 0, 05 0,88 Nb:0,04 16 0 , 087 0 , 03 0 , 7 0,059 0 , 003 0 , 03 0 , 68 T : 0 , 07 17 0, 082 0 , 07 0,9 0, 068 0 , 002 0, 03 0 , 46 V: 0 , 16 18 0, 074 0, 06 0,7 0, 036 0, 001 0 , 06 0, 89 Mo : 0 , 31 19 0 , 097 0, 02 1,1 0, 036 0, 004 0, 05 0,35 B:0, 0014 20 0, 078 0, 24 0,9 0, 047 0, 003 0, 06 0,71 21 0, 076 0 , 09 0,7 0, 024 o, ooi 0 , 06 0,64 22 0, 065 0, 07 1,2 0, 091 0, 002 0, 05 0,52 23 0, 074 0,08 1,6 0, 044 0, 003 0, 05 0,17 24 0 , 083 0, 04 1,4 0,049 0 , 004 0, 06 1, 13 0, 072 0,07 1,2 0, 082 0, 003 0 , 03 1, 03 Tabla 2 Después de someter a decapado las hojas de acero laminadas en caliente obtenidas, se cortaron varias piezas de prueba para someterlas posteriormente a unas pruebas de tensión, pruebas de fatiga, y observación de la estructura, respectivamente .

Como las piezas de prueba para las pruebas de tensión, se utilizaron piezas de prueba de tracción n° 5 según la especificación JIS, y con respecto a las respectivas piezas de prueba, se midió el límite de fluencia (YS) , la resistencia a la tracción (TS) , y la elongación total (El) . Los resultados de la medición se exponen en la Tabla 3. En base a los resultados de las pruebas de tensión, se calcularon los valores respectivos de la resistencia a la tracción (TS) x la elongación total (El), y la trabaj abilidad de cada una de las hojas de acero laminadas en caliente se evaluó en base a los valores respectivos. Las respectivas piezas de prueba con el valor de TS x El superior a 18000, se evaluaron como Bien. Los valores de TS x El se exponen en la Tabla 3. En cuanto a las piezas de prueba para las pruebas de fatiga, se utilizaron piezas de prueba de tracción n° 5 según la especificación JIS, y se midió el esfuerzo máximo (a ) para no rotura en excitación de 5 x 106 veces por pruebas de fatiga por flexión repetidas alternas. Los resultados de la medición se exponen en la Tabla 3. La propiedad de fatiga se evaluó en base a una relación (aw/TS) del esfuerzo máximo (ffw) medido a la resistencia a la tracción (TS) medida por las pruebas de tensión. Las res-pectivas piezas de prueba con la relación superior a 0,50 se evaluaron como Bien. Los valores de las relaciones se exponen en la Tabla 3.

La estructura de la hoja de acero se observó mediante el uso de un microscopio electrónico de exploración, y las fracciones de volumen de martensita contra toda la estructura se calcularon mediante el procedimiento antes descrito. Las fracciones de volumen de la martensita, calculadas, se exponen en la Tabla 3. Además, se observó bainita como la tercera fase, etc, en pequeñas cantidades; sin embargo, se halló que las fracciones de volumen de la tercera fase eran inferiores a 3%, y el equilibrio era la ferrita poligonal.

En cuanto a la calidad superficial, se observaron visualmente las hojas de acero laminadas en caliente obtenidas, y la evaluación se realizó en base a si había o no defectos superficiales (marcas de incrustaciones) . Los criterios de evaluación eran los siguientes, y los resultados de la evaluación se exponen en la Tabla 3. Criterios de evaluación Símbolo 0: no se observaron marcas de incrustaciones Símbolo ?: se observaron marcas de incrustaciones localmente Símbolo X: se observaron marcas de incrustaciones sustancialmente en toda la superficie.

Tabla 3 En base a la Tabla 3, se puede adoptar el punto de vista siguiente. Las piezas de prueba n° 1 a 19 son ejemplos que cumplen los requisitos especificados por la invención, representando cada una una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, excelente trabaj abilidad, propiedad de fatiga, y también excelente calidad superfi-cial . Por otra parte, las piezas de prueba n° 20 a 25 son ejemplos que no cumplen algunos de los requisitos especi-ficados por la invención, representando cada una una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, infe-rior en alguna de las propiedades tal como trabajabilidad, propiedad de fatiga, y calidad superficial.

Claims (7)

Reivindicaciones

1. Una hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia, excelente trabajabilidad, propiedad de fatiga, y calidad superficial, comprendiendo dicha hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia: C en un intervalo de 0,03 a 0,15% en masa; Mn en un intervalo de 0,5 a 2% en masa; Al en un intervalo de 0,01 a 0,1% en masa; P en un intervalo de 0,030 a 0,08% en masa; y Cr en un intervalo de 0,3 a 1,00% en masa, respectivamente, controlando al mismo tiempo S a no más de 0,02% en masa (0% incluido), y Si a no más de 0,1% en masa (0% incluido) , en la que una estructura metálica tiene ferrita poligonal como la fase principal, y comprende martensita como una segunda fase .

2. La hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia según la reivindicación 1, en la que la ferrita poligonal no es inferior a 75% en términos de fracción en volumen .

3. La hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia según la reivindicación 1, en la que la martensita está en un intervalo de 3 a 20% en términos de fracción en volumen.

4. La hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia según la reivindicación 1, conteniendo además al menos uno de Ni en un intervalo de 0,1 a 1% en masa, y Cu en un intervalo de 0,1 a 1% en masa, como otros elementos.

5. La hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia según la reivindicación 1, conteniendo además Co en un intervalo de 0,01 a 1% en masa como otro elemento.

6. La hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia según la reivindicación 1, que comprende además Ca a no más de 0, 005% en masa (0% no incluido) como otro elemento .

7. La hoja de acero laminada en caliente de alta resistencia según la reivindicación 1, que comprende además al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consta de Nb en un intervalo de 0,01 a 0,3% en masa, Ti en un intervalo de 0,01 a 0,3% en masa, V en un intervalo de 0,01 a 0,5% en masa, Mo en un intervalo de 0,05 a 1% en masa, y B en un intervalo de 0,0003 a 0,01% en masa, como otros elementos.