ES2125856T5 - Lamina de acero de alta resistencia para formado en prensa y metodo de produccion de la misma. - Google Patents
Lamina de acero de alta resistencia para formado en prensa y metodo de produccion de la misma.Info
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Abstract
UNA LAMINA DE ACERO DE RESISTENCIA ALTA PARA FORMACION POR PRESION Y METODO PARA PRODUCIRLA. LA LAMINA DE ACERO CONTIENE EN PESO C: 0.01-0.1%, SI: 0.1-1.2%, MN: NO MAS DEL 3.0%, TI: UN VALOR DE (TI%-1.5S%-3.43N%)-/C% QUE ES 4-12, B: 0.0005-0.005%, AL: NO MAS DE 0.1%, P: NO MAS DE 0.1%, S: NO MAS DE 0.02%, N: NO MAS DE 0.05%. EL METODO PARA PRODUCIR LA LAMINA DE ACERO DONDE UNA CHAPA DE ACERO QUE CONTIENE LA COMPOSICION COMPONENTE ANTES MENCIONADA SE CALIENTA Y SE ENROLLA EN CALIENTE A UNA TEMPERATURA QUE OSCILA ENTRE 1100-1280 C PARA PROPORCIONAR UNA LAMINA ENROLLADA EN CALIENTE. LA LAMINA ENROLLADA EN CALIENTE QUIZA ESTE SOMETIDA A UN ENROLLAMIENTO EN FRIO Y A RECOCCION PARA PROPORCIONAR UNA LAMINA ENROLLADA EN FRIO.
Description
Lámina de acero de alta resistencia para formado
en prensa y método de producción de la misma.
La presente invención se refiere a una lámina de
acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción no
inferior a 40 kgf/mm^{2} y alta conformabilidad en prensa, que es
adecuada para ser utilizada como lámina interior y exterior en
automóviles, y a un método de producirla.
Las láminas de acero de alta resistencia se han
usado hasta ahora para elementos de construcción de carrocería,
paneles exteriores y análogos de automóviles, con el fin de reducir
el peso de la carrocería del automóvil. Tales láminas de acero de
alta resistencia para automóviles tienen que tener conformabilidad
en prensa y una resistencia suficiente para garantizar al mismo
tiempo la seguridad de los automóviles. Además, recientemente, en la
situación en que está entrando en vigor una considerable regulación
de las emisiones totales de gases de escape, existe una imperiosa
necesidad de contemplar en el futuro la provisión de una lámina de
acero de alta resistencia que tenga mayor resistencia.
Por otra parte, dichas láminas de acero se
someten a veces a termotratamiento a no menos de 900ºC con el fin de
eliminar la distorsión producida por estampación o para aumentar la
resistencia a la fragibilidad por estampación secundaria, o se
calientan a alta temperatura debido a la soldadura, broncesoldadura
o análogos, de manera que también se desea que tenga la propiedad de
que apenas se ablande bajo tal calentamiento a alta temperatura.
Además, desde el punto de vista de la propiedad
de prevención de la oxidación que recientemente se considera
especialmente importante, es deseable poder realizar fácilmente una
lámina de acero con varios chapados.
Las características que debe tener una lámina de
acero de alta resistencia con una alta conformabilidad que sea
adecuada para automóviles, se pueden enumerar de la siguiente
manera:
(1) la ductilidad es alta,
(2) el valor r es alto,
(3) la relación de elasticidad es baja, y
(4) la anisotropía en plano de una cualidad
material es pequeña.
Con respecto a ellas, por ejemplo, se describen
una lámina de acero laminada en frío adaptada para estampación en
una dimensión grande que tiene excelente rigidez (alto módulo de
elasticidad) y un método de producirla en la Solicitud de Patente
japonesa publicada número 57-181361, y un método de
producir una lámina de acero laminada en frío para embutición
profunda que tiene una propiedad de envejecimiento lento y pequeña
anisotropía en la Solicitud de Patente japonesa publicada número
58-25436, respectivamente. En ambas se usa un acero
al carbono extra bajo como material base, Nb, Ti y otro se añaden en
una cantidad de traza, y se controlan las condiciones adicionales de
recocido continuo. Además, se usa fósforo como elemento reforzante
con el fin de obtener gran fuerza de tracción, porque produce un
menor deterioro de la calidad del material y tiene gran capacidad de
reforzar la solución sólida. Sin embargo, el límite de resistencia a
la tracción de este acero al carbono extra bajo con adición de P es
del orden de aproximadamente 40 kgf/mm^{2} a lo sumo, y es claro
que un sistema de componentes que utilice el acero al carbono extra
bajo con adición del elemento de refuerzo de la solución sólida será
de difícil adaptación a los requisitos de alta resistencia de las
láminas de acero habida cuenta de que debe mejorar el peso de las
carrocerías de automóvil de manera que sean ligeras, lo que se
abrirá camino rápidamente en el futuro.
Además, con respecto a la anisotropía en plano
que se considera que estará sometida en el futuro a requisitos más
estrictos, hay una descripción en la Solicitud de Patente japonesa
publicada antes mencionada número 58-25436; sin
embargo, tienen una baja resistencia a la tracción de sólo 30
kgf/mm^{2}.
Además de la lámina de acero de solución sólida
reforzada con adición de P que utiliza la base de acero al carbono
extra bajo antes descrita, como láminas de alta fuerza a la tracción
con diferentes mecanismos de refuerzo hay una lámina de acero
reforzada con estructura de transformación (lámina de acero
reforzada de doble fase), y una lámina de acero reforzada por
precipitación).
De ellas, es fácil obtener una baja relación de
elasticidad y un alargamiento excelente en la lámina de acero de
estructura de transformación, pero ésta no es adecuada para la
embutición profunda a causa del bajo valor r.
Por otra parte, la lámina de acero reforzada por
precipitación, a saber, la lámina de acero denominada HSLA (Aleación
baja de alta resistencia), es un acero en el que se añade Si, Mn, Nb
y análogos, donde se utiliza refuerzo de solución sólida de Si y Mn
y refuerzo debido a precipitación de un nitruro de carbono de Nb y
refuerzo debido a afino del grano producido por el mismo, el cual se
utiliza para aparatos electrodomésticos así como para automóviles;
sin embargo, un fallo de esta lámina de acero es un alto valor de
elasticidad de modo que se reducen las condiciones de uso.
Dicha lámina de acero reforzada por precipitación
se describirá a continuación con la siguiente literatura
anterior.
Se describe un método de producir una lámina de
acero laminada en frío, de alta resistencia, del tipo reforzado por
precipitación, en la Publicación de la Patente japonesa número
54-27822 y un método para producir una lámina de
acero laminada en frío, de alta resistencia, para embutición
profunda en la Publicación de la Patente japonesa número
55-16214. Sin embargo, en cualquiera de ellas, la
relación de elasticidad excede de 70% y en casi todos los casos se
presenta un valor alto no inferior a 80%.
Además, la Solicitud de Patente japonesa
publicada número 55-152128 también describe un
método de producir una lámina de acero reforzada por precipitación,
donde se produce una lámina de acero laminada en frío, de alta
resistencia, con una relación de elasticidad baja y excelente
conformabilidad, por medio de recocido continuo, pero no hace
referencia alguna a la embutibilidad profunda de la lámina de
acero.
Además, en cuanto a aceros Ti-IF
(libres de instersticios) de bajo contenido de C, la Solicitud de
Patente japonesa publicada número 57-35662 describe
una lámina de acero laminada en frío para embutición ultraprofunda
que tiene excelente conformabilidad secundaria, y la Solicitud de
Patente japonesa publicada número 60-92453 describe
una lámina de acero laminada en frío para broncesoldadura y
soldadura que tiene excelente embutibilidad profunda. Sin embargo,
la resistencia a la tracción de la lámina de acero laminada en frío
es inferior a 40 kgf/mm^{2} en la Patente japonesa publicada
número 57-35662 según un ejemplo de la misma, que no
alcanza el nivel previsto de resistencia a la tracción de 40
kgf/mm^{2} de la presente invención. Además, Si es un componente
esencial en la presente invención y su banda de limitación es
0,1-1,2% en peso, mientras que no hay definición de
Si en las reivindicaciones de la Solicitud de Patente japonesa
publicada número 60-92453, y el contenido de Si
tampoco es superior a 0,09% en peso en los ejemplos, de manera que
es esencialmente diferente de la presente invención en la que se
utiliza efectivamente el efecto de Si.
Un objeto de la presente invención es
proporcionar una lámina de acero de alta resistencia y un método de
producirla donde se utiliza un acero de bajo contenido de carbono,
que tiene un contenido de C mayor que el del acero de contenido
extrabajo de carbono, como material base, la formación IF se realiza
añadiendo Ti, y los componentes a añadir se ajustan estrechamente,
por lo que la resistencia a la tracción no es inferior a 40
kgf/mm^{2} con una relación de elasticidad baja (inferior a 70%)
inferior a las de los aceros reforzados por precipitación
convencionales, la anisotropía en plano es pequeña y además
difícilmente se realiza una formación de reblandecimiento resultante
de crecimiento anormal de grano bajo un tratamiento de
recalentamiento.
La presente invención se basa en el
descubrimiento del hecho de que se adopta un sistema de componentes
de C bajo-Ti alto, en el que se añade Si, para
efectuar la completa formación IF, por lo que se puede obtener una
lámina de acero de alta resistencia que tiene una relación de
elasticidad baja y poca anisotropía en plano, como resultado de
varios experimentos repetidos e investigaciones.
Según la presente invención, el objeto anterior
se logra con una lámina de acero de alta resistencia adaptada para
la conformación en prensa que incluye una composición que
contiene:
| C: | 0,021% en peso a menos de 0,1% en peso, |
| Si: | de 0,1% en peso a 1,2% en peso, |
| Mn: | no más de 3,0% en peso, |
| Ti: | una relación de *Ti efectivo (% en peso) representada por la ecuación siguiente a dicho C (% en peso), |
| es decir, el *Ti efectivo (% en peso)/C (% en peso) es desde 4 a 12: | |
| *Ti efectivo (% en peso) = Ti (% en peso) – 1,5 S (% en peso) - 3,43 N (% en peso), | |
| B: | de 0,0005% en peso a 0,005% en peso, |
| Al: | no más de 0,1% en peso, |
| P: | no más de 0,1% en peso, |
| S: | no más de 0,02% en peso, |
| N: | no más de 0,005% en peso, |
y uno o varios tipos de los seleccionados
de:
| Cr: | de 0,06% en peso a 1,5% en peso, |
| Ni: | de 0,05% en peso a 2,0% en peso, |
| Mo: | de 0,05% en peso a 1,0% en peso, |
| Cu: | de 0,3% en peso a 1,5% en peso, |
y siendo el resto hierro e impurezas
inevitables.
La lámina de acero de alta resistencia de la
presente invención también puede incluir, a costa del hierro
restante, uno o varios tipos de los seleccionados de:
\newpage
| V: | de 0,02% en peso a 0,2% en peso, |
| Nb: | de 0,02% en peso a 0,2% en peso, y |
| Zr: | de 0,02% en peso a 0,2% en peso, |
sustituyendo una parte del hierro del
resto.
El método de la invención de producir una lámina
de acero de alta resistencia adaptada para la conformación en prensa
incluye los pasos de preparar un desbaste de acero que contiene:
| C: | 0,021% en peso a menos de 0,1% en peso, |
| Si: | de 0,1% en peso a 1,2% en peso, |
| Mn: | no más de 3,0% en peso, |
| Ti: | una relación de *Ti efectivo (% en peso) representada por la ecuación siguiente a dicho C (% enpeso), |
| es decir, el *Ti efectivo (% en peso)/C (% en peso) es desde 4 a 12: | |
| *Ti efectivo (% en peso) = Ti (% en peso) – 1,5 S (% en peso) - 3,43 N (% en peso), | |
| B: | de 0,0005% en peso a 0,005% en peso, |
| Al: | no más de 0,1% en peso, |
| P: | no más de 0,1% en peso, |
| S: | no más de 0,02% en peso, |
| N: | no más de 0,005% en peso, |
y uno o varios tipos de los seleccionados
de:
| Cr: | de 0,05% en peso a 1,5% en peso, |
| Ni: | de 0,6% en peso a 2,0% en peso, |
| Mo: | de 0,05% en peso a 1,0% en peso, |
| Cu: | de 0,3% en peso a 1,5% en peso, |
calentar el desbaste de acero a una temperatura
del orden de 1.100ºC-1.280ºC y laminar en caliente
el desbaste de acero para obtener una lámina laminada en
caliente.
En el método de producir una lámina de acero de
alta resistencia, el paso de recocido puede ir seguido de un paso de
electrochapado o inmersión en caliente.
Para una mejor comprensión de la invención, se
hace referencia a los dibujos acompañantes, en los que:
La figura 1 representa relaciones entre las
propiedades de tracción y el contenido de Si.
La figura 2a es un gráfico que representa las
relaciones entre la cantidad de C y *Ti/C (relación en peso) que
tienen inferencia en el tamaño de grano de la lámina laminada en
caliente después del recalentamiento a 1.000ºC.
La figura 2b es un gráfico que representa las
relaciones entre la cantidad de C y *Ti/C (relación en peso) que
tienen inferencia en el tamaño de grano de la lámina laminada en
frío después del recalentamiento a 1.000ºC.
La figura 3a es una proyección estereoscópica
(200) de una lámina de acero sin contenido de Si.
La figura 3b es una proyección estereoscópica
(200) de una lámina de acero que tiene un contenido de Si de 1% en
peso.
La figura 3c es una proyección estereoscópica
(200) de una lámina de acero que tiene un contenido de Si de 1,5% en
peso.
Y la figura 3d es una proyección estereoscópica
(200) de una lámina de acero que tiene un contenido de Si de 2,0% en
peso.
En primer lugar, se describirá los resultados
experimentales que son la base de la presente invención.
Se prepararon doce tipos de láminas de acero
laminadas en frío, con un espesor de lámina de 0,70 mm, cuya
composición de componentes químicos era C: 0,05% en peso, Mn: 0,5%
en peso, Ti: 0,2% en peso, B: 0,0005% en peso, Al: 0,05% en peso, P:
0,01% en peso, S: 0,001% en peso y N: 0,0015% en peso, y además el
contenido de Si se varió de manera que fuese del orden de
0-2,60% en peso, y se termotrataron a 700ºC en una
caja de recocido.
Las láminas de acero recocidas se sometieron a
una prueba de propiedades de tracción.
Los resultados de la prueba anterior con respecto
a varias relaciones entre las propiedades de tracción y el contenido
de Si se representan en la figura 1.
Se apreciará por la figura 1 que, dentro de la
banda de 0,1-1,2% en peso del contenido de Si, se
alcanzaron baja relación de elasticidad, alto alargamiento y valores
r medios altos. Estos efectos del Si se deben a la función de
purificación de ferrita del Si.
A continuación, con respecto a láminas de acero
que tienen conformabilidad en prensa y es difícil que experimenten
formación natural de reblandecimiento a alta temperatura, se
investigó la relación entre C y Ti con los experimentos
siguientes.
Utilizando 32 tipos de materiales de acero cuya
composición de componentes químicos era Si: 0,5% en peso, Mn: 0,3%
en peso, B: 0,0012% en peso, Al: 0,04% en peso, P: 0,05% en peso y
S: 0,010% en peso, y el contenido de C y Ti se varió de diversas
formas, se realizó calentamiento a 1.200ºC, y después se efectuó
laminado en caliente a una temperatura de laminado de acabado de
900ºC, y el devanado se llevó a cabo a una temperatura de 550ºC para
obtener láminas laminadas en caliente con un espesor de 3,00 mm.
Además, una parte de las láminas laminadas en caliente se sometió a
un tratamiento de eliminación de incrustaciones seguido del laminado
en frío con una relación de reducción de 75%, las cuales se
recocieron continuamente en condiciones de mantenimiento a 800ºC
durante 40 segundos y enfriamiento a 20ºC/segundo (sin
envejecimiento excesivo), y después se sometieron a laminado de
temple con una relación de alargamiento de 0,8% para obtener láminas
laminadas en frío con un espesor de 0,75 mm.
Las láminas laminadas en caliente y las láminas
laminadas en frío así obtenidas se sometieron a termotratamiento a
1.000ºC durante una hora, seguido de enfriamiento a 5ºC/segundo, y
después se sometieron a una medición de tamaño de grano. Los
resultados de la medición se exponen en resumen en las figuras 2a y
2b.
Las figuras 2a y 2b representan relaciones entre
C % en peso y el *Ti % en peso efectivo/C % en peso (*Ti efectivo %
en peso = Ti % en peso - 1,5 S % en peso - 3,43 N % en peso) que
influyen en el tamaño del grano. Se entenderá por las figuras que el
número de tamaño de grano es grande cuando el *Ti efectivo % en
peso/C % en peso no es inferior a 4 tanto para láminas laminadas en
caliente como láminas laminadas en frío, de manera que el contenido
de *Ti efectivo no inferior a 4 es suficiente para la fijación de
C.
Como se ha descrito anteriormente, incluso
después de realizar el tratamiento a 1.000ºC, no se observa
formación de granos gruesos cuando el contenido de C no es inferior
a 0,01% en peso y el *Ti efectivo % en peso/C % en peso no es
inferior a 4, y el número de tamaño de grano indica no menos de
7.
Se deberá notar con respecto al tamaño de grano
después del calentamiento que no tiene lugar reblandecimiento a
condición de que el número de tamaño de grano no sea inferior a
7.
Según los resultados antes mencionados, para
evitar el crecimiento anormal del grano durante el recalentamiento
(prevención del reblandecimiento), el contenido de C no deberá ser
inferior a 0,01% en peso y el *Ti efectivo % en peso/C % en peso no
deberá ser inferior a 4; se postula como razón de ello que los
carburos finos generados del sistema Ti existen de forma
relativamente estable incluso durante el recalentamiento, de manera
que son efectivos para restringir el crecimiento anormal del
grano.
Además, como resultado de experimentos
detallados, se ha hallado que el contenido de Si tiene gran
influencia en la anisotropía en plano y el valor r.
Las figuras 3a, 3b, 3c y 3d representan
proyecciones estereoscópicas medidas en cuatro tipos de láminas
laminadas en frío conteniendo C: 0,05% en peso; Si: 0% en peso, 1,0%
en peso, 1,5% en peso y 2,0% en peso, respectivamente; Mn: 0,01% en
peso; Ti: 0,206% en peso; B: 0,0008% en peso; Al: 0,04% en peso; P:
0,01% en peso; S: 0,001% en peso y N: 0,0014% en peso, láminas de
acero que se sometieron a recocido en caja a 720ºC; las figuras 3a,
b, c y d corresponden al contenido de Si de 0% en peso, 1,0% en
peso, 1,5% en peso y 2,0% en peso, respectivamente. Se verá por las
proyecciones estereoscópicas que la figura 3b, en la que el
contenido de Si es 1,0% en peso, muestra una textura fuerte
{111}<112> y débil desarrollo en una orientación
<100>/ND. En efecto, es una en la que la anisotropía en plano
es pequeña y el valor r está mejorado. Por consiguiente, el
contenido de Si es preferiblemente aproximadamente 1% en peso.
Se describirá la razón de la limitación de las
bandas de composición química de los componentes del acero de la
presente invención.
[C]: Si el contenido de C es inferior a 0,021% en
peso, no se puede obtener la resistencia a la tracción blanco de no
menos de 40 kgf/mm^{2} y puede tener lugar reblandecimiento a alta
temperatura. Por otra parte, si contiene no menos de 0,1% en peso,
en el caso de producción por medio del método de recocido continuo,
se reduce rápidamente la propiedad de crecimiento del grano durante
el recocido, y no se puede obtener la ductilidad deseada. Por tanto,
su contenido está limitado desde 0,021% en peso a menos de 0,1% en
peso.
[Si]: Si es un componente importante de la
invención y tiene el efecto de descargar C de la ferrita y facilitar
que la precipitación y coagulación de carburo de titanio sea gruesa,
y si el contenido es inferior a 0,1% en peso, no aparece dicho
efecto. Por otra parte, si excede de 1,2% en peso, la ductilidad se
deteriora rápidamente debido a la capacidad de mejorar la solución
sólida de Si propiamente dicho, y se deterioran el valor r y otras
varias propiedades de chapado. Por tanto, el contenido de Si se
limita desde 0,1% en peso a 1,2% en peso; sin embargo, desde el
punto de vista de incrementar la anisotropía en plano y el valor r,
es preferible que sea desde 0,4% en peso a 1,0% en peso.
[Mn]: Mn es útil como componente mejorador del
acero. Sin embargo, si su contenido excede de 3,0% en peso, se
obtiene un endurecimiento excesivo, que da lugar a deterioro
considerable de la ductilidad. Por tanto, el límite superior del
contenido de Mn deberá ser 3,0% en peso.
[Ti]: Ti es un componente importante de la
invención, necesario para fijar C, S y N. Si el *Ti efectivo es
inferior a 4C, C no se puede fijar completamente, y el grano es
grueso obteniendo el reblandecimiento como resultado del recocido
antes descrito. Por otra parte, si el *Ti efectivo excede de 12C, se
obtiene una solución sólida excesiva de Ti, deteriorando la calidad
del material, y también se daña la calidad superficial de la lámina
de a cero. Por tanto, su contenido deberá ser de un orden que
satisfaga una banda en la que *Ti/C es de 4 a 12 (*Ti efectivo = Ti
- 1,5 S - 3,43 N).
[B]: B es necesario para mejorar la fragilidad de
formación secundaria, y si el contenido es inferior a 0,0005% en
peso, su efecto es insuficiente, mientras que si excede de 0,005% en
peso, el deterioro de la embutibilidad profunda es considerable. Por
tanto, su contenido se limita de 0,0005% en peso a 0,005% en
peso.
[Al]: Al es un componente útil para fijar O en el
acero y evitar la disminución del contenido de *Ti efectivo por
unión a O; sin embargo, aunque el contenido exceda de 0,1% en peso,
su efecto se satura. Por tanto, el límite superior del contenido de
Al deberá ser 0,1% en peso.
[P]: P es un componente mejorador de solución
sólida sumamente excelente; sin embargo, si su contenido excede de
0,1% en peso, se deteriora considerablemente la calidad superficial
del acero. Por tanto, el límite superior del contenido de P deberá
ser 0,1% en peso. A propósito, teniendo en cuenta la relación al
contenido de C, es preferible que P (% en peso)/C (% en peso) sea
inferior a 1,5.
[S]: S puede ser causa de generación de fisuras
durante el laminado en caliente; por tanto, el límite superior del
contenido de S deberá ser 0,002% en peso.
[N]: Un gran contenido de N reduce la cantidad de
*Ti efectivo e induce el deterioro del valor r y la ductilidad. Por
tanto, es preferible un menor contenido de N, y el límite superior
del contenido de N deberá ser 0,005% en peso.
[V, Nb, Zr, Cr, Ni, Mo y Cu]:
Además, en la presente invención, además de la
composición de componentes químicos antes mencionada, para
garantizar la resistencia, puede estar presente opcionalmente uno o
varios tipos de algunos de entre V, Nb y Zr para formar carburo. Su
efecto se expresa a un contenido no inferior a 0,02% en peso,
respectivamente; sin embargo, si exceden de 0,2% en peso, se produce
deterioro de la ductilidad. Por tanto, el contenido de V, Nb y Zr
está limitado desde 0,02% en peso a 0,2% en peso, respectivamente.
Para el mismo fin, debe estar presente uno o varios tipos de algunos
de entre Cr, Ni, Mo y Cu, que son componentes para reforzar la
solución sólida. Su efecto se expresa a un contenido no inferior al
antes definido, respectivamente; sin embargo, si su contenido es
excesivo, se produce deterioro de la calidad superficial del acero.
Por tanto, el contenido de Cr se limita de 0,05% en peso a 1,5% en
peso, el contenido de Ni se limita de 0,6% en peso a 2,0% en peso,
el contenido de Mo se limita de 0,05% en peso a 1,0% en peso, y el
contenido de Cu se limita de 0,3% en peso a 1,5% en peso.
La razón por la que se puede obtener una baja
relación de deformación en la invención a pesar del hecho de que
seusa el acero bajo en carbono, que tiene un contenido de C superior
al acero extra bajo en carbono, para obtener alta resistencia, se
describirá a continuación.
A saber, la razón es que el *Ti efectivo/C no es
inferior a 4, por lo que C, S y N se fijan completamente y se logra
completamente la formación IF. Se considera que esto reduce la
función de fijación y el efecto de dislocación, y se incrementa la
dislocación móvil, por lo que se obtiene una baja relación de
elasticidad.
A continuación se describirá las condiciones de
los pasos de producción según la invención.
Al principio, el método de fabricar acero se
puede realizar según métodos convencionales y no se requiere
limitación especial de sus condiciones.
Si la temperatura de calentamiento del desbaste
es inferior a 1.100ºC, se deteriora la trabajabilidad del producto,
y si excede de 1.280ºC aparecen granos gruesos que dan lugar
posteriormente a la no uniformidad de la calidad del material. Por
tanto, la temperatura de calentamiento del desbaste deberá ser del
orden de temperatura de 1.100ºC-1.280ºC. Además,
desde el punto de vista del ahorro de energía, un desbaste de
fundición continua se puede someter después a laminado en caliente
basto inmediatamente o después de un tratamiento de mantenimiento de
temperatura a una banda de temperatura de
1.100ºC-1.280ºC, sin enfriamiento a una temperatura
inferior a 1.100ºC después del recalentamiento o fundición
continua.
Con respecto a la temperatura de acabado por
laminado en caliente, si la temperatura es demasiado alta, la
estructura final es basta, lo que es desventajoso para la
ductilidad. Por otra parte, si es demasiado baja, la expansión de la
estructura es considerable y se incrementa rápidamente la carga de
laminado, lo que no es preferible desde el punto de vista operativo.
Por tanto, es preferible que la temperatura de acabado del laminado
en caliente sea del orden de temperatura no inferior al punto de
transformación Ar3 y no superior al punto de transformación Ar3
+100ºC.
Con respecto a la temperatura de devanado después
del laminado en caliente, puede ser del orden de temperatura de
400ºC-700ºC, teniendo en cuenta la siguiente
propiedad de decapado y la capacidad de la devanadora.
En el laminado en frío, para obtener suficiente
conformabilidad después del recocido, es preferible que la relación
de reducción del laminado en frío no sea inferior a 55%.
El recocido después del laminado en frío deberá
efectuarse a una temperatura inferior a la temperatura de
recristalización para llevar a cabo la recristalización. Sin
embargo, para evitar la formación de textura compuesta después del
recocido, es preferible una temperatura inferior al punto de
transformación Ac3. Con respecto al método de recocido, no hay
limitación especial, y se puede disponer de un método de recocido
continuo o un método de recocido en cajas.
Con respecto a las condiciones de chapado, en el
caso de electrochapado, tanto la lámina laminada en caliente como la
lámina laminada en frío se pueden someter a chapado con una cantidad
de chapado predeterminada por medio de un método ordinario, y en el
caso de inmersión en caliente, además de una línea de inmersión en
caliente solamente, en el paso de recocido, se puede disponer de la
aplicación a una línea de inmersión en caliente continua.
Además, dichas láminas de acero se pueden someter
al laminado al temple al objeto de corregir la configuración laminar
en un grado de una relación de reducción (%) igual al espesor de la
hoja (mm) en la banda del sentido común normal.
Además, la lámina de acero según la presente
invención se puede someter a tratamientos especiales después del
recocido o el chapado para llevar a cabo la mejora de las
propiedades de tratamiento químico, las propiedades de soldadura,
conformabilidad en prensa, resistencia a la corrosión y
análogos.
Desbastes de fundición continua de tipos de
aceros adecuados de la presente invención y de tipos de aceros
comparativos, con las composiciones de componentes químicos
expuestas en la Tabla 1 y la Tabla 2 producidas por fusión en un
convertidor, se sometieron a laminado en caliente, respectivamente,
para obtener un acabado con un espesor de hoja de 3,2 mm para los
símbolos de acero O, P, Q y R y de 2,8 mm para todos los demás tipos
de acero. Además, una parte de ellos se sometió a inmersión en
caliente en zinc.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Con respecto a las láminas de acero así
obtenidas, se investigaron las propiedades mecánicas, el índice de
envejecimiento AI, y el número de tamaño de grano después del
tratamiento térmico (recalentamiento).
Las condiciones de laminado en caliente antes
mencionadas y los resultados de la investigación se exponen en
resumen en las Tablas 3 y 4.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Además, parte de las láminas laminadas en
caliente antes mencionadas (las que tenían una temperatura de
calentamiento del desbaste adecuado para la presente invención) se
sometieron a laminado en frío con una relación de reducción de 75%
después de la eliminación de incrustaciones para dar a la lámina un
espesor de 0,8 mm o 0,70 mm, seguido de sometimiento a recocido
continuo o recocido en cajas, y después se sometieron a laminado de
temple con una relación de reducción de 0,80% o 0,70%. Además, parte
de ellas se sometió a electrochapado o inmersión en caliente.
Con respecto a las láminas de acero así
obtenidas, se investigaron las propiedades mecánicas incluido
\Deltar, que es un índice del valor r medio y la anisotropía en
plano, el índice de envejecimiento AI, el número de tamaño de grano
de los cristales después del tratamiento térmico.
Las condiciones de recocido y los resultados de
las investigaciones antes mencionadas se exponen sucintamente en las
Tablas 5 y 6.
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(Tabla pasa a página
siguiente)
Cada una de las condiciones de tratamiento es
aquí como sigue.
En el electrochapado, se efectuó chapado con
Zn-Ni con una cantidad de chapado de 30
g/m^{2}.
En la inmersión en caliente, se efectuó chapado
con Zn y chapado con Al, donde el chapado con Zn se realizó a una
temperatura de baño de 475ºC, una temperatura de lámina en inmersión
de 475ºC, un período de inmersión de 3 segundos, una temperatura de
formación de aleación de 485ºC y una cantidad de chapado de 45
g/m^{2}, y el chapado con Al se realizó con una temperatura de
baño de 650ºC, una temperatura de hoja de inmersión de 650ºC, un
período de inmersión de 3 segundos y una cantidad de chapado de 30
g/m^{2}.
La condición de termotratamiento
(recalentamiento) fue tal que el calentamiento se realizó a 950ºC
manteniéndolo durante 30 minutos, seguido por enfriamiento suave a
5ºC/segundo.
Además, como condición de prueba, en la prueba de
tracción se usó una pieza de prueba de JIS nº 5, y se investigaron
LF, RT y Al en la dirección de laminado.
El valor r se determinó midiendo las anchuras en
tres puntos de la porción central de una pieza de prueba en la
dirección longitudinal a una distorsión de 15% y de posiciones de
12,5 mm en ambos lados con respecto al centro, y el valor r medio y
\Deltar se determinaron según las ecuaciones siguientes,
respectivamente.
Valor r medio =
(r_{0}+r_{90}+2r_{45})/4
\Delta r =
(r_{0}+r_{90}-2r_{45})/4
A propósito, r_{0}, r_{45} y r_{90} son
cada valor r en la dirección de laminado (r_{0}), una dirección
(r_{45}) en un ángulo de 45º a la dirección de laminado, y una
dirección (r_{90}) en un ángulo de 90º a la dirección de laminado,
respectivamente.
El valor AI se determinó a partir de la
diferencia del esfuerzo de deformación antes y después del
envejecimiento aplicando distorsión de tracción preliminar de 7,5%
seguido de tratamiento de envejecimiento a 100ºC durante 30
minutos.
Será claro por las Tablas 3, 4 y 5, 6 que los
ejemplos adecuados de la presente invención exhiben varias
propiedades excelentes tales que en cualquiera de los casos de
presencia o ausencia de chapado y del recocido en cajas o el
recocido continuo como método de recocido, se puede obtener una
resistencia a la tracción no inferior a 40 kgf/mm^{2}, y las
propiedades que es difícil que produzcan reblandecimiento por
recalentamiento se presentan con una relación de elasticidad baja
(no superior a 70%) y alto Al y un tamaño de grano de cristalización
después del tratamiento término no inferior a 7, y además cada una
de las láminas laminadas en frío tiene un valor r medio alto y un
valor \Deltar bajo, que es un índice de la anisotropía en plano, y
se garantiza una completa propiedad antienvejecimiento a no más de 1
kgf/mm^{2} para el índice de envejecimiento AI y análogos.
Según la presente invención, incluso en el caso
de la lámina de bajo contenido de carbono en la que el contenido de
C es más alto que el del acero de contenido de carbono extra bajo,
fijando completamente la solución sólida de C, S, N y análogos, se
puede obtener una lámina de acero de alta resistencia con poca
anisotropía en plano, una relación de elasticidad baja, un completo
antienvejecimiento en el que es difícil que el reblancedimiento
tenga lugar calentando a alta temperatura. En el caso de la lámina
laminada en frío, se puede obtener un acero reforzado por
precipitación de alta resistencia con un valor r alto. Por tanto, la
presente invención es útil para ampliar el uso de la lámina de acero
reforzada por precipitación debido a su utilidad.
Claims (6)
1. Una lámina de acero de alta resistencia
adaptada para la conformación en prensa, incluyendo una composición
que contiene:
y uno o varios tipos de los seleccionados
de:
2. La lámina de acero de alta resistencia
reivindicada en la reivindicación 1, conteniendo además, a costa del
hierro restante, uno o varios tipos de los seleccionados de:
3. Un método para producir una lámina de acero de
alta resistencia adaptada para la conformación en prensa, incluyendo
los pasos de preparar un desbaste de acero que contiene:
y uno o varios tipos de los seleccionados
de:
calentar el desbaste de acero a una temperatura
del orden de 1.100ºC-1.280ºC y laminar en caliente
el desbaste de acero para obtener una lámina laminada en
caliente.
4. El método reivindicado en la reivindicación 3,
donde el laminado en caliente va seguido de la aplicación de
electrochapado o inmersión en caliente.
5. El método reivindicado en la reivindicación 3,
incluyendo además los pasos de laminar en frío la lámina laminada en
caliente para obtener una lámina laminada en frío y recocer después
la lámina laminada en frío a una temperatura no inferior a la
temperatura de recristalización.
6. El método reivindicado en la reivindicación 5,
donde el recocido va seguido de la aplicación de electrochapado o
inmersión en caliente.
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