ES2224922T3 - Chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia a la traccion y procedimiento para su produccion. - Google Patents
Chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia a la traccion y procedimiento para su produccion.Info
- Publication number
- ES2224922T3 ES2224922T3 ES00101397T ES00101397T ES2224922T3 ES 2224922 T3 ES2224922 T3 ES 2224922T3 ES 00101397 T ES00101397 T ES 00101397T ES 00101397 T ES00101397 T ES 00101397T ES 2224922 T3 ES2224922 T3 ES 2224922T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- weight
- resistance
- less
- steel sheet
- rolled steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Una lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia a la tracción que tiene excelente templabilidad en horno, resistencia a la fatiga, resistencia al aplastamiento, y resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente incluyendo: de 0,01% a 0,12% en peso de carbono; 2,0% en peso o menos de silicio; de 0,01% a 3,0% en peso de manganeso; 0,2% en peso o menos de fósforo; de 0,001% a 0,1% en peso de aluminio; 0,003% a 0,02% en peso de nitrógeno; incluyendo además opcionalmente al menos un de 0,001% a 0,1% en peso de titanio y 0,001% a 0,1% en peso de niobio y/o al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consta de 0,1% a 1,5% en peso de níquel, 0,1% a 1,5% en peso de cromo, y 0,1% a 1,5% en peso de molibdeno y siendo el equilibrio hierro e impurezas incidentales, donde la lámina de acero laminada en caliente tiene una estructura incluyendo una ferrita que tiene un diámetro de grano medio de aproximadamente 8 Im o menos como una fase primaria, la cantidad de nitrógenosoluto es del orden de 0,003% a 0,01% en peso, y la relación, Ngb/Ng, de una concentración media Ngb de nitrógeno disuelto dentro de un rango de ñ5 nm del límite de grano de ferrita a una concentración media Ng de nitrógeno disuelto en granos de ferrita es del orden de 100 a 10.000.
Description
Chapa de acero laminada en caliente de alta
resistencia a la tracción y procedimiento para su producción.
La presente invención se refiere a lámina de
acero laminada en caliente adecuada para ser utilizada en
componentes estructurales, componentes de suspensión, etc, para
automóviles, y más en particular a lámina de acero laminada en
caliente que tiene mejor templabilidad en horno y resistencia a la
fatiga, resistencia al aplastamiento, y resistencia al
envejecimiento a temperatura ambiente. La expresión "mejora de la
templabilidad en horno" se refiere al aumento de la resistencia
a la deformación así como de la resistencia a la tracción después de
la formación y el secado de pintura en horno.
Es preciso que los automóviles aumenten la
resistencia por unidad de peso para reducir el consumo por kilómetro
reduciendo el peso. Sin embargo, el aumento de resistencia de la
lámina de acero hace difícil realizar la conformación en prensa.
Para seguridad de los pasajeros, también es deseable una mejora de
la resistencia al aplastamiento, que se evalúa por la cantidad de
energía absorbida a altas tasas de deformación, tal como al tiempo
de una colisión.
Para aumentar la resistencia evitando al mismo
tiempo el deterioro de la conformabilidad en prensa, se conocen
técnicas que utilizan la llamada "templabilidad en horno"
(denominada más adelante "BH"), en la que la resistencia es
relativamente baja durante la formación de manera que el trabajo se
realiza fácilmente y la resistencia se incrementa por secado de la
pintura en horno, por ejemplo, como se describe en las Patentes
japonesas no examinadas publicadas números 6-73498
y 7-268544. Estas técnicas se han usado ampliamente
para hojas de acero laminadas en frío. Sin embargo, con respecto a
la mejora de la templabilidad en horno obtenida por las técnicas
anteriores, solamente se incrementa la resistencia a la deformación
y no se incrementa la resistencia a la tracción. Así, aunque la
resistencia a la abolladura en el panel exterior de automóviles es
efectivamente mejor, no se mejoran la resistencia a la fatiga y la
resistencia al aplastamiento requeridas para paneles
intermedios.
Por otra parte, la Publicación de la Patente
japonesa no examinada número 1-180917 describe un
método para producir una lámina de acero laminada en caliente que
tiene excelente docilidad y templabilidad en horno, en la que un
acero conteniendo de 0,030% a 0,100% en peso de C, de 0,0015% a
0,0150% en peso de N, y de 0,025% a 0,100% en peso de Al se
calienta a 1.200ºC o menos, se realiza laminado de acabado a
temperaturas de (Ar_{3} + 30ºC) a 950ºC, y se realiza
enfriamiento a una tasa de enfriamiento de 30ºC/s o más a 500ºC o
menos dentro de 3 segundos después del laminado, seguido de
devanado a 400 a 500ºC. En la técnica descrita en la Publicación de
la Patente japonesa no examinada número 1-180917,
se realiza enfriamiento después del laminado de manera que se
incremente la cantidad de C y N disueltos en la lámina de acero,
mejorando así la BH.
La Publicación de la Patente japonesa no
examinada número 4-74824 describe un método para
producir una lámina de acero laminada en caliente que tiene
excelente templabilidad en horno y trabajabilidad, en la que un
acero conteniendo de 0,02% a 0,13% en peso de C, de 0,0080% a
0,0250% en peso de N, y de 0,10% o menos de Al sol se recalienta a
1.100ºC o más, se realiza laminado en caliente que realiza acabado
a temperaturas de 850 a 950ºC, y se realiza enfriamiento a 350ºC o
menos a una tasa de enfriamiento de 15ºC o más, incluyendo o no
enfriamiento por aire, seguido de devanado.
La Publicación de la Patente japonesa no
examinada número 63-96248 describe una lámina de
acero laminada en caliente templable en horno, en la que se utiliza
un acero conteniendo de 0,010% a 0,025% en peso de C, de 0,0015% a
0,0030% en peso de N, de 0,01% a 0,05% de Nb, y de 0,008% o menos
de Al sol, y permanecen cantidades apropiadas de C soluto y N
soluto controlando la temperatura de devanado después del laminado
en caliente. según la descripción, el límite de fatiga aumenta
después de la formación y el secado de pintura en horno.
La Publicación de la Patente japonesa no
examinada número 10-183301 describe una técnica con
respecto a un acero conteniendo de 0,01% a 0,12% en peso de C y de
0,0001% a 0,01% en peso de N, en el que la BH (aumento de la
resistencia a la deformación por tratamiento en horno) se mejora
controlando la tasa de enfriamiento después del laminado en
caliente y la temperatura de devanado.
Sin embargo, con respecto a hojas de acero
laminadas en caliente producidas usando la técnica descrita en la
Publicación de la Patente japonesa no examinada número
1-180917, se deteriora la resistencia al
envejecimiento a temperatura ambiente, lo que es desventajoso.
Además, aunque se incrementa la resistencia a la deformación
después del secado de pintura en horno, no se logra al mismo tiempo
un aumento de la resistencia a la tracción, y así no se esperan
mejoras significativas de la resistencia a la fatiga y la
resistencia al aplastamiento.
Hojas de acero laminadas en caliente producidas
usando la técnica descrita en la Publicación de la Patente japonesa
no examinada número 4-74824 tienen una estructura
multifase compuesta principalmente de ferrita y martensita, y aunque
se incrementa la resistencia a la tracción después de la formación
y el secado de pintura en horno, no se toma en consideración una
mejora de la resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente,
y se deteriora la resistencia al envejecimiento a temperatura
ambiente, lo que es desventajoso.
Con respecto a las hojas de acero descritas en la
Publicación de la Patente japonesa no examinada número
63-96248, en comparación con un aumento de la
resistencia a la deformación, el límite de fatiga no se incrementa
en gran medida, a aproximadamente 25 MPa a lo sumo, y la
resistencia a la fatiga no se incrementa sustancialmente.
Con respecto a las hojas de acero laminadas en
caliente producidas usando la técnica descrita en la Publicación de
la Patente japonesa no examinada número 10-183301,
aunque se incrementa la resistencia a la deformación después de la
conformación y el secado de pintura en horno, no se logra un aumento
de la resistencia a la tracción. Por lo tanto, la resistencia a la
fatiga y la resistencia al aplastamiento no son sustancialmente
mejores.
Un objeto de la presente invención es superar las
desventajas asociadas con las técnicas convencionales antes
descritas. Específicamente, un objeto de la presente invención es
proporcionar una lámina de acero laminada en caliente de alta
resistencia a la tracción que tiene una resistencia a la tracción
que excede de aproximadamente 370 MPa adecuada para ser utilizada
en materiales interiores para automóviles y un método para
producirla, en el que se mejoran la templabilidad en horno, la
resistencia a la fatiga, la resistencia al aplastamiento y la
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente sin adición
excesiva de elementos disueltos.
En un aspecto, una lámina de acero laminada en
caliente de alta resistencia a la tracción que tiene excelente
templabilidad en horno, resistencia a la fatiga, resistencia al
aplastamiento, y resistencia al envejecimiento a temperatura
ambiente, según la presente invención, contiene de 0,01% a 0,12% en
peso de C, 2,0% en peso o menos de Si, de 0,01% a 3,0% en peso de
Mn, 0,2% en peso o menos de P, de 0,001% a 0,1% en peso de Al, de
0,003% a 0,02% en peso de N, conteniendo además opcionalmente al
menos uno de 0,001% a 0,1% en peso de Ti y de 0,001% a 0,1% en peso
de Nb y/o al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que
consta de 0,1% a 1,5% en peso de Ni, de 0,1% a 1,5% en peso de Cr,
y de 0,1% a 1,5% en peso de Mo y siendo el equilibrio Fe e impurezas
incidentales. La lámina de acero laminada en caliente tiene una
estructura incluyendo una ferrita que tiene un diámetro de grano
medio de aproximadamente 8 \mum o menos, o preferiblemente de
aproximadamente 6 \mum o menos, como una fase primaria, y
contiene además de 0,003% a 0,01% en peso, o preferiblemente de
0,005% a 0,01% en peso de N soluto. La relación de una concentración
media Ngb de N soluto dentro de un rango de \pm5 nm del límite de
grano de ferrita a una concentración media Ng de N soluto en granos
de ferrita, a saber, Ngb/Ng, es del orden de 100 a 10.000.
En la lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción que tiene excelente templabilidad en
horno, resistencia a la fatiga, resistencia al aplastamiento, y
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente, la estructura
se puede seleccionar del grupo que consta de perlita, bainita,
martensita, y austenita retenida, o combinaciones, como una fase
secundaria.
En la lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción que tiene excelente templabilidad en
horno, resistencia a la fatiga, resistencia al aplastamiento, y
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente, se puede
formar una capa chapada en su superficie.
En otro aspecto, un método para producir una
lámina de acero laminada en caliente de alta resistencia a la
tracción que tiene excelente templabilidad en horno, resistencia a
la fatiga, resistencia al aplastamiento, y resistencia al
envejecimiento a temperatura ambiente, según la presente invención,
incluye los pasos de calentar un material de acero conteniendo de
0,01% a 0,12% en peso de C, 2,0% en peso o menos de Si, de 0,01% a
3,0% en peso de Mn, 0,2% en peso o menos de P, de 0,001% a 0,1% en
peso de Al, de 0,003% a 0,02% en peso de N, incluyendo además
opcionalmente al menos uno de 0,001% a 0,1% en peso de titanio y de
0,001% a 0,1% en peso de niobio y/o al menos un elemento
seleccionado a partir del grupo incluyendo de 0,1% a 1,5% en peso de
níquel, de 0,1% a 1,5% en peso de cromo, y de 0,1% a 1,5% en peso
de molibdeno y siendo el equilibrio hierro e impurezas incidentales
en un rango de temperatura de 1.000 a 1.300ºC, y preferiblemente
desde aproximadamente 1.070 a 1.180ºC; laminar en bruto el material
de acero; realizar un laminado de acabado en el material de acero
laminado en bruto con una reducción a una caja última de
aproximadamente 10% o más a una temperatura de acabado FDT de
aproximadamente (Ar_{3} + 100ºC) a aproximadamente (Ar_{3} +
10ºC); enfriar a una tasa de enfriamiento de aproximadamente 50ºC/s
o más dentro de 0,5 segundo después del laminado de acabado; y
devanar a una temperatura de devanado de aproximadamente 600 a
350ºC.
La figura 1 es un gráfico que muestra una
relación entre N soluto y \DeltaTS, a saber, la diferencia entre
la resistencia a la tracción después de la conformación y el secado
de pintura en horno y resistencia a la tracción laminada en
calien-
te.
te.
La figura 2 es un gráfico que muestra una
relación entre los diámetros del grano de ferrita y \DeltaTS, a
saber, la diferencia entre la resistencia a la tracción después de
la conformación y el secado de pintura en horno y la resistencia a
la tracción laminada en caliente.
La figura 3 es un gráfico que muestra una
relación entre los diámetros del grano de ferrita y la energía
absorbida E en una prueba de tracción a una alta tasa de
deformación de 2 x 10^{3}/s después de la conformación y el secado
de pintura en horno.
Y la figura 4 es un gráfico que muestra una
relación entre el preesfuerzo en tensión y \DeltaTS.
Hemos descubierto inesperadamente que, para
obtener lámina de acero laminada en caliente de excelente
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente en la que la
resistencia a la tracción aumenta después de la conformación y el
secado de pintura en horno, es eficaz controlar el estado de N
soluto que se disuelve en la lámina de acero de manera que la
cantidad de N soluto existente en el límite de grano en el acero se
regule en un rango particular. Se ha hallado que, al refinar los
granos para incrementar el límite de grano, revisando la cantidad
de N soluto en la lámina de acero a cantidades predeterminadas y
regulando además la relación de (a) la cantidad Ngb de N soluto en
el límite de grano a (b) la cantidad Ng de N soluto en granos a un
rango particular, se evita el deterioro de la resistencia al
envejecimiento a temperatura ambiente, se incrementa
considerablemente la resistencia a la tracción después de la
conformación y el secado de pintura en horno, y se mejoran la
resistencia a la fatiga y la resistencia al aplastamien-
to.
to.
Ahora se describirán específicamente resultados
experimentales relevantes.
Utilizando un acero A1 conteniendo 0,065% en peso
de C, 0,005% en peso de Si, 0,49% en peso de Mn, 0,01% en peso de P,
0,021% en peso de Al, y 0,015% en peso de N, y un acero B1
conteniendo 0,07% en peso de C, 0,12% en peso de Si, 1,2% en peso
de Mn, 0,02% en peso de P, 0,015% en peso de Al, y 0,015% en peso de
N, produjimos varios tipos de hojas de acero laminadas en caliente
regulando las condiciones de producción tal como las condiciones de
laminado en caliente y cambiando las cantidades de N soluto y los
diámetros del grano de ferrita. En el experimento 1, con respecto
al acero A1, la cantidad de N soluto se cambió en un rango de 5 a
100 ppm y el diámetro de grano de ferrita se cambió en un rango de
6,0 a 7,9 \mum. Con respecto al acero B1, la cantidad de N soluto
se cambió en un rango de 5 a 100 ppm y el diámetro de grano de
ferrita se cambió en los rangos de 6,0 a 7,9 \mum y de 9,0 a
11,9
\mum.
\mum.
Se midieron las cantidades de N soluto en los
límites de grano de ferrita y en granos (denominados más adelante
Ngb y Ng, respectivamente) en las hojas de acero laminadas en
caliente anteriores usando una sonda atómica tridimensional. La
medición se realizó a una temperatura de 50 K con voltajes aplicados
de 7 a 15 kV y relaciones de pulsos de 15% a 20%. Como resultado,
en todas las hojas de acero laminadas en caliente usadas, la
relación Ngb/Ng fue del orden de 100 a 10.000. La cantidad de N
soluto (Ngb) en el límite de grano medido usando la sonda atómica
tridimensional se refiere a una concentración media de N soluto
dentro de un rango de \pm5 nm del límite de
grano.
grano.
Se recogieron especímenes de prueba según la
Norma Industrial Japonesa (JIS) Nº 5 de las hojas de acero laminadas
en caliente. En primer lugar, se realizó una prueba de tracción
ordinaria. En segundo lugar, se realizó una prueba de tracción, en
la que se impuso un preesfuerzo en tensión de 8% y después quitó,
se realizó tratamiento térmico a 170ºC durante 20 minutos
(correspondiente al secado de pintura en horno), y de nuevo se
impuso una deformación por tracción. Posteriormente, se obtuvo
\DeltaTS, a saber, la diferencia entre la resistencia a la
tracción TS_{BH} después de la conformación y el secado de
pintura en horno y la resistencia a la tracción TS obtenida por la
prueba de tracción ordinaria para hojas laminadas en caliente.
La figura 1 de los dibujos muestra relaciones
entre \DeltaTS y las cantidades de N soluto.
Como se representa en la figura 1, estableciendo
el diámetro de grano de ferrita en el rango de 6,0 a 7,9 \mum y
la cantidad de N soluto a 30 ppm o más, \DeltaTS resulta
aproximadamente 60 MPa o más, y así templabilidad en horno es
considerablemente mejor. En contraposición, cuando el diámetro de
grano de ferrita se establece del orden de desde aproximadamente
9,0 a 11,9 \mum (marcas cuadradas en la figura 1), \DeltaTS no
se incrementa sustancialmente, y no llega a 60 MPa o más, aunque la
cantidad de N soluto se incrementa incluso hasta 100 ppm.
A continuación, en el experimento 2, usando el
acero B1, la cantidad de N soluto se cambió en un rango desde
aproximadamente 30 a 80 ppm y el diámetro de grano de ferrita se
cambió en un rango desde aproximadamente 3,0 a 15,0 \mum.
Con respecto a estas hojas de acero laminadas en
caliente, de manera similar a la del experimento 1, se midieron las
cantidades de N soluto en límites de grano de ferrita y en granos,
a saber, Ngb y Ng. \DeltaTS, a saber, la diferencia entre la
resistencia a la tracción TS_{BH} después de la conformación y el
secado de pintura en horno y la resistencia a la tracción TS
obtenida por la prueba de tracción ordinaria para hojas laminadas
en caliente, también se obtuvieron de manera similar a la del
experimento 1. La figura 2 muestra la relación obtenida entre
\DeltaTS y el diámetro de grano de ferrita.
Como se representa en la figura 2, estableciendo
el diámetro de grano de ferrita a aproximadamente 8 \mum o menos
y la relación Ngb/Ng en el rango de 100 a 10.000, \DeltaTS
resulta aproximadamente 60 M Pa o más, y así la templabilidad en
horno era considerablemente mejor. En contraposición, cuando la
relación Ngb/Ng era inferior a 100, \DeltaTS no se incrementó
sustancialmente, por ejemplo, a aproximadamente 60 MPa o más,
independientemente del diámetro del grano de ferrita.
Con respecto a las hojas de acero laminadas en
caliente, se recogieron especímenes para prueba de tracción de alta
tasa de deformación. Cuando se impuso un preesfuerzo de tensión de
5% y después se quitó, se realizó tratamiento térmico a 170ºC
durante 20 minutos (correspondiente al secado de pintura en horno).
A continuación, se realizó una prueba de tracción a una alta tasa
de deformación de 2 x 10^{3}/s, y se obtuvieron valores de
resistencia a la tracción TS_{HS} y una curva de
esfuerzo-deformación. Usando la curva de
esfuerzo-deformación, se obtuvo un valor de
integración para deformación de hasta 30%, que se definió como
energía absorbida E. La figura 3 muestra la relación hallada entre
E y los diámetros del grano de ferrita.
Como se representa en la figura 3, estableciendo
el diámetro de grano de ferrita a aproximadamente 8 \mum o menos
y la relación Ngb/Ng en el rango de 100 a 10.000, E resultó
aproximadamente 175 MJ/m^{3} o más, y la resistencia al
aplastamiento era notable y considerablemente mejor. En
contraposición, cuando la relación Ngb/Ng era inferior a 100, E no
se incrementó sustancialmente, por ejemplo, a aproximadamente 175
MJ/m^{3} o más, independientemente del diámetro de grano de
ferrita.
Además, en el experimento 3, entre las hojas de
acero laminadas en caliente utilizadas en el experimento 2, se
seleccionaron una hoja que tiene 67 ppm de N soluto, un diámetro de
grano de ferrita de 6,2 \mum, y una relación Ngb/Ng de 126 y una
hoja que tiene 12 ppm de N soluto, un diámetro de grano de ferrita
de 9,6 \mum, y una relación Ngb/Ng de 87, y se realizó un
experimento parecido al experimento 1. El preesfuerzo de tensión se
varió en un rango de 2 a 10%. Se obtuvo \DeltaTS, a saber, la
diferencia entre la resistencia a la tracción TS_{BH} después de
la conformación y el secado de pintura en horno y la resistencia a
la tracción TS obtenida por una prueba de tracción ordinaria para
hojas laminadas en caliente. La figura 4 muestra la relación
obtenida entre \DeltaTS y el preesfuerzo.
Como se representa en la figura 4, con respecto a
la hoja que tiene 67 ppm de N soluto, el diámetro de grano de
ferrita de 6,2 \mum, y la relación Ngb/Ng de 126, a medida que
aumenta el preesfuerzo, aumenta \DeltaTS, y a cualquier
preesfuerzo, se obtiene un valor \DeltaTS grande. Es decir, cuando
el preesfuerzo es 5%, \DeltaTS es 50 MPa o más, y cuando el
preesfuerzo es 8%, \DeltaTS es 60 MPa o más.
Según la presente invención, una lámina de acero
laminada en caliente de alta resistencia a la tracción que tiene
excelente templabilidad en horno, resistencia a la fatiga,
resistencia al aplastamiento, y resistencia al envejecimiento a
temperatura ambiente contiene 0,01% a 0,12% en peso de C, 2,0% en
peso o menos de Si, 0,01% a 3,0% en peso de Mn, 0,2% en peso o menos
de P, 0,001% a 0,1% en peso de Al, 0,003% a 0,02% en peso de N, y
el equilibrio Fe e impurezas incidentales. La lámina de acero
laminada en caliente tiene una estructura incluyendo una ferrita
que tiene un diámetro de grano medio de aproximadamente 8 \mum o
menos, o preferiblemente de aproximadamente 6 \mum o menos, como
una fase primaria, y contiene además de 0,003% a 0,01% en peso, o
preferiblemente de 0,005% a 0,01% en peso de N soluto. La relación,
Ngb/Ng, de una concentración media Ngb de N disuelto dentro de un
rango de \pm5 nm del límite de grano de ferrita a una
concentración media Ng de N disuelto en granos de ferrita es del
orden de 100 a 10.000. Preferiblemente, la lámina de acero laminada
en caliente de alta resistencia a la tracción contiene además al
menos uno de 0,001% a 0,1% en peso de Ti y de 0,001% a 0,1% en peso
de Nb. Preferiblemente, la lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción también contiene además al menos un
elemento seleccionado a partir del grupo que consta de 0,1% a 1,5%
en peso de Ni, de 0,1% a 1,5% en peso de Cr, y de 0,1% a 1,5% en
peso de Mo. Según la presente invención, preferiblemente, la
estructura incluye al menos una estructura seleccionada a partir del
grupo que consta de perlita, bainita, martensita, y austenita
retenida como una fase secunda-
ria.
ria.
Según la presente invención, se puede formar una
capa chapada en la superficie de la lámina de acero laminada en
caliente de alta resistencia a la tracción.
Según la presente invención, un método para
producir una lámina de acero laminada en caliente de alta
resistencia a la tracción que tiene excelente templabilidad en
horno, resistencia a la fatiga, resistencia al aplastamiento, y
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente incluye los
pasos de calentar un material de acero conteniendo de 0,01% a 0,12%
en peso de C, de 2,0% en peso o menos de Si, de 0,01% a 3,0% en
peso de Mn, de 0,2% en peso o menos de P, de 0,001% a 0,1% en peso
de Al, y de 0,003% a 0,02% en peso de N, siendo el equilibrio
hierro e impurezas incidentales en un rango de temperatura de 1.000
a 1.300ºC, y preferiblemente de 1.070 a 1.180ºC; laminar en bruto
el material de acero; realizar un laminado de acabado en el
material de acero laminado en bruto con una reducción a una caja
última de aproximadamente 10% o más a una temperatura de acabado
FDT de (Ar_{3} + 100ºC) a (Ar_{3} + 10ºC); enfriar a una tasa
de enfriamiento de aproximadamente 50ºC/s o más dentro de 0,5
segundo después del laminado de acabado; y devanar a una
temperatura de devanado de aproximadamente 600 a 350ºC.
Se describirán las razones para especificar los
límites anteriores en composiciones de hojas de acero laminadas en
caliente según la presente invención. A continuación, % en la
composición se refiere a % en peso.
C: de 0,01% a 0,12%
El carbono aumenta la resistencia de los aceros y
el contenido de carbono debe ser 0,01% o más. Si el contenido de
carbono excede de 0,12%, se deteriora la soldabilidad. Por lo
tanto, el contenido de carbono se especifica dentro de los límites
de 0,01% a 0,12% en la presente invención.
Si: 2,0% o menos
El silicio aumenta la resistencia de los aceros
por refuerzo de solución sólida, y el contenido de silicio se
regula dependiendo de la resistencia deseada. Si el contenido de
silicio excede de 2,0%, se deteriora la trabajabilidad. Por lo
tanto, el contenido de silicio se limita a 2,0% o menos en la
presente invención. Además, para garantizar resistencia, el
contenido de silicio se pone preferiblemente a 0,003% o más.
Mn: de 0,01% a 3,0%
El manganeso aumenta la resistencia de los aceros
y también evita fragilidad en caliente debido a S. La inclusión
activa de este elemento se promueve en la presente invención. Sin
embargo, si el contenido de manganeso excede de 3,0%, se deteriora
la trabajabilidad. Por lo tanto, el contenido de manganeso se limita
a 3,0% o menos. Para garantizar la resistencia deseada y evitar
fragilidad en caliente, el contenido de manganeso debe ser 0,01% o
más.
P: 0,2% o menos
El fósforo aumenta la resistencia de los aceros,
y para garantizar la resistencia deseada, el contenido de fósforo
se establece deseablemente a 0,005% o más. Sin embargo, si el
contenido de fósforo excede de 0,2%, se deteriora la soldabilidad,
y se puede segregar fósforo en el límite de grano, dando lugar a
fractura intergranular. Por lo tanto, el contenido de fósforo se
limita a 0,2% o menos.
Al: 0,001% a 0,1%
El aluminio hace de desoxidante, y el contenido
de aluminio debe ser 0,001% o más para desoxidar aceros. Si el
contenido de aluminio excede de 0,1%, se deterioran las propiedades
superficiales. Por lo tanto, el contenido de aluminio se especifica
dentro de los límites de 0,001% a 0,1%.
N: de 0,003% a 0,02%
El nitrógeno es un elemento importante en la
presente invención y es eficaz al aumentar la resistencia a la
deformación, en particular, la resistencia a la tracción, después
de la conformación y el secado de pintura en horno disolviéndose en
hojas de acero. Para dicha finalidad, 0,0030% o más de N soluto
debe permanecer en hojas de acero, y así el límite inferior del
contenido de nitrógeno se establece a 0,0030%. Preferiblemente,
0,0050% de N soluto permanece en hojas de acero. Si el contenido de
nitrógeno excede de 0,02%, se deteriora la formabilidad. Por lo
tanto, el contenido de nitrógeno se especifica dentro de los
límites de 0,003% a 0,02%.
Al menos uno de Ti: de 0,001% a 0,1% y Nb: de
0,001% a 0,1%
El titanio y el niobio forman carburos, nitruros
y sulfuros, y contribuyen a mejorar la resistencia y la tenacidad.
Aunque los efectos anteriores se observan con el contenido de
0,001% o más, si el contenido excede de 0,1%, disminuyen las
cantidades de C y N que contribuyen a la templabilidad en horno,
siendo así imposible garantizar la deseada templabilidad en horno.
Por lo tanto, el titanio y niobio se limitan preferiblemente en el
rango de 0,001% a 0,1%.
Al menos un elemento seleccionado a partir del
grupo que consta de Ni: de 0,1% a 1,5%, Cr: de 0,1% a 1,5%, y Mo: de
0,1% a 1,5%
El níquel, el cromo y el molibdeno son elementos
que aumentan la resistencia de los aceros por refuerzo de solución
sólida, y estabilizan la austenita (\gamma) de manera que se
forme fácilmente la estructura de fase doble. Tales efectos se
logran con el contenido de 0,1% o más. Si el contenido excede de
1,5%, se deterioran la formabilidad, características de chapado,
soldabilidad por puntos. Por lo tanto, con respecto al níquel,
cromo, y molibdeno, el contenido se pone preferiblemente en el
rango de 0,1% a 1,5%.
En hojas de acero laminadas en caliente según la
presente invención, el equilibrio, distinto de los ingredientes
descritos anteriormente, incluye hierro e impurezas incidentales.
El azufre y el oxígeno como impurezas incidentales forman
inclusiones no metálicas, afectando así negativamente a la calidad.
Por lo tanto, el contenido de azufre y oxígeno se reduce
preferiblemente a 0,05% o menos y 0,01% o menos,
respectivamente.
La estructura de las hojas de acero laminadas en
caliente, según la presente invención, que tiene la composición
descrita anteriormente, incluye una ferrita como una fase primaria,
y puede incluir una fase secundaria. En la presente invención, en
particular, para mejorar considerablemente la templabilidad en
horno y mejorar la resistencia a la fatiga y la resistencia al
aplastamiento al mismo tiempo, la estructura se afina, y además, la
cantidad de N soluto y el estado de N soluto se regulan
apropiadamente.
Para refinar la estructura, la ferrita como la
fase primaria tiene un diámetro de grano medio de 8 \mum o menos.
Refinando granos, se incrementa el límite de grano en el que existe
N soluto. Si el diámetro de grano medio de la ferrita excede de
aproximadamente 8 \mum, como se representa en la figura 2, no se
obtiene un incremento significativo de la resistencia a la tracción
después de la conformación y el secado de pintura en horno, y la
templabilidad en horno no se mejora en gran medida. Dado que no hay
aumento de resistencia a la tracción, no se esperan mejoras de
resistencia a la fatiga y la resistencia al aplastamiento. Además,
refinando granos de ferrita, se incrementa la zona de límite de
grano, e incrementando la relación de N soluto en el límite de
grano, se suprime el deterioro por envejecimiento a temperatura
ambiente. Esto es debido al hecho de que, puesto que se estabiliza
N soluto en el límite de grano, no se puede difundir a temperatura
ambiente. Si el diámetro de grano medio de la ferrita excede de
aproximadamente 8 \mum, el efecto se reduce sustancialmente.
La segunda fase incluye preferiblemente al menos
uno seleccionado a partir del grupo que consta de perlita, bainita,
martensita, y austenita retenida. Introduciendo la segunda fase, se
habilita un aumento de resistencia sin añadir grandes cantidades de
elementos aditivos caros, y se mejoran la resistencia a la fatiga y
la resistencia al aplastamiento. El contenido de la segunda fase se
pone preferiblemente a aproximadamente 3% a 30% por volumen en vista
de la trabajabilidad.
En hojas de acero laminadas en caliente de la
presente invención, permanece de 0,0030% a 0,01% en peso de N
soluto. Si el contenido de N soluto es inferior a 0,0030% en peso,
como se representa en la figura 1, se disminuye el aumento de la
resistencia a la tracción después de la conformación y el secado de
pintura en horno, y no se obtiene una mejora considerable de la
templabilidad en horno. Dado que no hay aumento de la resistencia a
la tracción, no se esperan mejoras significativas de la resistencia
a la fatiga y la resistencia al aplastamiento. Por otra parte, si
el contenido de N soluto excede de 0,01% en peso, aumenta
considerablemente el envejecimiento a temperatura ambiente, se
incrementa en gran medida el límite de elasticidad, se incrementa
considerablemente la elongación por deformación, y disminuye la
elongación total, dando lugar a problemas en uso práctico. Por lo
tanto, la cantidad de N disuelto en hojas de acero laminadas en
caliente se limita en el rango de 0,0030% a 0,01%, o
preferiblemente en el rango de 0,0050% a 0,01%. En la presente
invención, la cantidad de N soluto se refiere a un valor calculado
restando la cantidad de nitruros obtenidos por separación por
extracción de la cantidad de N en aceros obtenidos por análisis en
húmedo.
Ngb/Ng: de 100 a 10.000
Ngb, una concentración de N soluto en el límite
de grano de ferrita, y Ng, una concentración de N soluto en granos
de ferrita, se puede medir usando una sonda atómica tridimensional,
un microscopio electrónico analítico, o espectroscopia de
electrones Auger. En la presente invención, Ngb y Ng se obtienen
detectando átomos ionizados usando la sonda atómica tridimensional
y por análisis posterior. La medición de las concentraciones de N
soluto se puede iniciar desde un grano a través de un límite de
grano a un grano adyacente continuamente, o desde la superficie de
un límite de grano a un grano continuamente. La medición se puede
realizar unidimensional, bidimensional o tridimensionalmente. Se
obtienen la concentración (Ng) de N soluto en una sección
estabilizada lejos del límite de grano, y una concentración media
de N soluto dentro de un rango de \pm5 nm del límite de grano. La
medición se realiza con respecto a al menos tres límites de grano,
y los valores medios se definen como Nb y Nbg, respectiva-
mente.
mente.
Si la relación Ngb/Ng es inferior a 100,
disminuye el aumento de la resistencia a la tracción después de la
conformación y el secado de pintura en horno, y no se obtienen
mejoras significativas de la templabilidad en horno, la resistencia
a la fatiga, y la resistencia al aplastamiento. Por otra parte, si
la relación Ngb/Ng excede de 10.000, se precipita N soluto en los
límites de grano, y así disminuye el aumento de la resistencia a la
tracción después de la conformación y el secado de pintura en
horno. Por lo tanto, la relación Ngb/Ng se limita en el rango de
100 a
10.000.
10.000.
Aunque no se ha esclarecido con detalle
actualmente, se piensa en las siguientes razones de un aumento
significativo de la resistencia a la tracción después de la
conformación y el secado de pintura en horno con respecto a hojas de
acero laminadas en caliente que tienen la composición descrita
anteriormente.
Cuando hojas de acero con dislocaciones móviles
debidas a formación se someten a tratamiento térmico tal como el
secado de pintura en horno, a causa de la interacción entre las
dislocaciones móviles y N soluto, N soluto forma coherencia cerca
de las dislocaciones móviles, y las dislocaciones móviles se fijan,
incrementando así el esfuerzo por deformación. Cuando la cantidad de
N soluto se incrementa más, además de la formación de atmósfera
Cottrell, a causa de la precipitación de nitruros finos, se fijan
las dislocaciones, y además, nitruros y las dislocaciones fijas
obstruyen el movimiento de las dislocaciones móviles, incrementando
así la resistencia. Las dislocaciones móviles se producen en los
límites de grano, y cuando se refinan los granos y se incrementan
los límites de grano, aunque la formación se lleve a cabo con la
misma deformación, las dislocaciones móviles se distribuyen a alta
densidad y de forma homogénea. Las dislocaciones fijas que
obstruyen las dislocaciones móviles también se distribuyen a alta
densidad, y así el movimiento de dislocaciones móviles resulta
difícil, dando lugar a un incremento significativo en las hojas de
acero. Además, a medida que se incrementa la relación Ngb/Ng, es
decir, se incrementa la cantidad de N soluto en límites de grano,
se difunde fácilmente N soluto en los grupos de dislocaciones
móviles depositadas cerca de los límites de grano, fijando así
eficientemente las dislocaciones móviles. Por otra parte, el N
soluto en granos solamente contribuye a reforzar el material de
ferrita, y no contribuye en gran medida al aumento de la
resistencia a la tracción después de la conformación y el secado de
pintura en horno.
En hojas de acero en las que se incrementa la
resistencia a la tracción después de la conformación y el secado de
pintura en horno, aunque se produce deformación a altas tasas de
deformación, de forma parecida a la deformación a bajas tasas de
esfuerzo, los nitruros finos y las dislocaciones fijas obstruyen el
movimiento de las dislocaciones, y se incrementa la cantidad de
energía absorbida requerida para deformación, mejorando así la
resistencia al aplastamiento. Además, cuando se impone carga
repetidas veces, puesto que las dislocaciones fijas y los nitruros
finos se distribuyen densamente, se incrementa la resistencia a la
fatiga para resistir el desarrollo de fisuras por fatiga.
A continuación, se describirá un método para
producir una lámina de acero según la presente invención.
En primer lugar, se calienta en un aparato
conocido, tal como un horno, el material de acero conteniendo de
0,01% a 0,12% en peso de C, 2,0% en peso o menos de Si, de 0,01% a
3,0% en peso de Mn, 0,2% en peso o menos de P, de 0,001% a 0,1% en
peso de Al, y de 0,003% a 0,02% en peso de N, y conteniendo además
preferiblemente al menos uno de 0,001% a 0,1% en peso de Ti y de
0,001% a 0,1% en peso de Nb y/o al menos un elemento seleccionado a
partir del grupo que consta de 0,1% a 1,5% en peso de Ni, de 0,1% a
1,5% en peso de Cr, y de 0,1% a 1,5% en peso de Mo, siendo el
equilibrio Fe e impurezas incidentales. El material de acero para
laminado se produce preferiblemente fundiendo y solidificando un
acero fundido líquido por un método conocido usando colada continua
conocida o formando lingotes para hacer un desbaste plano o
análogos.
Para asegurar las cantidades deseadas de N soluto
en hojas laminadas en caliente, los nitruros deben disolverse
durante el calentamiento, y para refinar la estructura de hojas
laminadas en caliente, se producen preferiblemente granos de
austenita más finos durante el calentamiento disminuyendo las
temperaturas de calentamiento. Por consiguiente, la temperatura de
calentamiento se establece en un rango desde aproximadamente
1.000ºC a 1.300ºC, y preferiblemente desde aproximadamente 1.070ºC
a 1.180ºC. Si la temperatura de calentamiento es inferior a
aproximadamente 1.000ºC, la precipitación de N avanza, y resulta
difícil hacer que el N soluto permanezca en hojas laminadas en
caliente. Si la temperatura de calentamiento excede de
aproximadamente 1.300ºC, resulta difícil regular el diámetro medio
del grano de ferrita a 8 \mum o menos.
El material de acero calentado se somete después
a laminado en caliente.
El laminado en caliente incluye laminado en bruto
y laminado de acabado. El material de acero en el que el grosor se
regula apropiadamente por laminado en bruto se somete a laminado de
acabado.
El laminado de acabado se lleva a cabo con una
reducción a una caja última de aproximadamente 10% o más a una
temperatura de acabado FDT de aproximadamente (Ar_{3} + 100ºC) a
(Ar_{3} + 10ºC).
Si FDT excede de aproximadamente (Ar_{3} +
100ºC), aunque se realice enfriamiento después del laminado en
caliente, el refinamiento de granos y la cantidad apropiada de N
soluto no se garantizan. Por otra parte, si FDT es menos de
aproximadamente (Ar_{3} + 10ºC), la distribución de deformación en
la dirección del grosor antes de la transformación resulta
inhomogénea, y el diámetro medio de grano de ferrita no se puede
refinar a 8 \mum o menos. Por lo tanto se especifica FDT dentro
de los límites de temperatura de aproximadamente (Ar_{3} + 100ºC)
a aproximadamente (Ar_{3} + 10ºC).
Si la reducción a la caja última es menos de
aproximadamente 10%, la acumulación de deformación antes de la
transformación de ferrita es insuficiente, y el refinamiento de
granos y el control de N soluto resultan insuficientes. Por lo
tanto, la reducción a la caja última se establece a aproximadamente
10% o más. Preferiblemente, la reducción a la caja última se
establece a 30% o menos, y más preferiblemente, a aproximadamente
20% o menos.
Dentro de aproximadamente 0,5 segundo después de
realizar un laminado de acabado, se realiza enfriamiento a una tasa
de enfriamiento de aproximadamente 50ºC/s o más, y se lleva a cabo
devanado a una temperatura de devanado de aproximadamente 600 a
350ºC.
En la presente invención, para aumentar el grado
de superenfriamiento aunque se acumule deformación, se realiza
enfriamiento dentro de aproximadamente 0,5 segundo después del
laminado de acabado a una tasa de enfriamiento de aproximadamente
50ºC/s o más. Así, se generan más núcleos de ferrita, acelerando
así la transformación de ferrita, y N soluto en \gamma se puede
controlar de modo que no se difunda a los granos de ferrita,
incrementando así la cantidad de N soluto en los límites de grano
de ferrita y aumentando la relación Ngb/Ng. Si el tiempo hasta el
comienzo del enfriamiento rápido excede de aproximadamente 0,5
segundo, o la tasa de enfriamiento es menos de aproximadamente
50ºC/s, se precipita N soluto, y no se puede garantizar la cantidad
deseada de N soluto, dando lugar a una disminución de la
templabilidad en horno, en particular, \DeltaTS. Si el tiempo
hasta el comienzo de enfriamiento rápido excede de aproximadamente
0,5 segundo, o la tasa de enfriamiento es menos de aproximadamente
50ºC/s, se retarda la nucleación de ferrita, y resulta difícil
distribuir eficientemente N en los límites de
grano.
grano.
Si la temperatura de devanado excede de
aproximadamente 600ºC, se precipita N soluto después del devanado, y
no es posible regular la cantidad de N soluto requerida para
templabilidad en horno a una cantidad predeterminada o más. Por
otra parte, si la temperatura de devanado es menos de
aproximadamente 350ºC, la forma de la hoja se puede deteriorar o
puede haber dificultades al pasar suavemente la hoja. Por lo tanto,
la temperatura de devanado se especifica con los límites de
aproximadamente 600 a 350ºC.
Las hojas de acero laminadas en caliente según la
presente invención son adecuadas para ser utilizadas como bases de
chapado, y formando varias capas chapadas en superficies, las hojas
de acero laminadas en caliente se pueden usar como hojas chapadas
de acero. Los tipos de galvanoplastia incluyen electrogalvanizado,
recubrimiento de zinc por inmersión en caliente, electroestañado,
electrochapado de cromo, y electrochapado de níquel, todos los
cuales son adecuados para capas chapadas formadas en las superficies
de la hoja laminada en caliente en la presente inven-
ción.
ción.
Los Ejemplos siguientes describen pasadas
específicas para ilustrar realizaciones particulares seleccionadas.
No están destinados a limitar el alcance de la invención, que se
define en las reivindicaciones anexas.
Se fundieron en un convertidor aceros de las
composiciones mostradas en la Tabla 1, y se formaron desbastes
planos por colada continua. Después de calentar los desbastes
planos a 1.080ºC y someterlos a laminado en bruto para obtener los
grosores adecuados, se realizó laminado de acabado en las
condiciones expuestas en la Tabla 2, se realizó enfriamiento rápido
después del laminado, y se realizó devanado a las temperaturas de
devanado indicadas en la Tabla 2. Con respecto a las hojas de acero
laminadas en caliente anteriores, se realizó un examen estructural,
una prueba de tracción, una prueba de templabilidad en horno, una
prueba de resistencia al aplastamiento, una prueba de envejecimiento
a temperatura ambiente, y una prueba de fatiga.
Con respecto a secciones perpendiculares a la
dirección de laminado en las hojas de acero laminadas en caliente,
usando un microscopio óptico, se identificaron las estructuras de
las hojas de acero laminadas en caliente. Usando microfotografías
ópticas, se midieron también los diámetros medios del grano de
ferrita por cuadratura que era un método para medir diámetros del
grano según ASTM.
Las cantidades de N y las cantidades de N como
AlN en las hojas de acero laminadas en caliente se obtuvieron por
análisis químico. La cantidad de N disuelto en la lámina de acero
laminada en caliente se definió como la cantidad de N en la lámina
de acero laminada en caliente menos la cantidad de N como AlN.
Ngb y Ng se midieron usando una sonda atómica
tridimensional, y se emplearon valores medios en al menos tres
granos de ferrita y límites de grano.
Se recogieron especímenes de prueba según JIS nº
13B de las hojas laminadas en caliente, y se realizó la prueba de
tracción a una velocidad de deformación de 10^{-3}/s para obtener
el límite de elasticidad YS, la resistencia a la tracción TS, y la
elongación El.
Se recogieron especímenes de prueba según JIS nº
13B de las hojas laminadas en caliente. Se impulso un preesfuerzo en
tensión de 5% y después se quitó, se realizó tratamiento térmico a
170ºC durante 20 minutos (correspondiente al secado de pintura en
horno), y se realizó de nuevo una prueba de resistencia a la
tracción para obtener resistencia a la tracción TS_{BH}. Se obtuvo
la diferencia entre la resistencia a la tracción TS_{BH} después
del tratamiento térmico correspondiente al secado de pintura en
horno y la resistencia a la tracción TS laminada en caliente, a
saber, \DeltaTS = TS_{BH} - TS, y se definió \DeltaTS como un
aumento de la resistencia a la tracción por formación y el secado
de pintura en horno.
Se recogieron especímenes para una prueba de
tracción de alta tasa de deformación de las hojas de acero
laminadas en caliente. Después, se impuso un preesfuerzo en tensión
de 5% y después quitó, se realizó tratamiento térmico a 170ºC
durante 20 minutos (correspondiente al secado de pintura en horno).
A continuación, se realizó una prueba de tracción a alta tasa de
deformación de 2 x 10^{3}/s, y se obtuvieron la resistencia a la
tracción TSHs y una curva de esfuerzo-deformación.
Usando la curva de esfuerzo-deformación, se obtuvo
un valor de integración para deformación de hasta 30%, que se
definió como energía absorbida E. El tamaño del espécimen para la
prueba de tracción de alta tasa de deformación y el método de prueba
eran según Journal of the Society of Materials Science Japan, Vol.
47, Nº 10, pág. 1058-1058 (1998).
Se recogieron especímenes para una prueba de
fatiga de las hojas de acero laminadas en caliente. Después de
imponer un preesfuerzo en tensión de 5% y de quitarse después, se
realizó tratamiento térmico a 170ºC durante 20 minutos
(correspondiente al secado de pintura en horno). A continuación, se
realizó una prueba de fatiga a la tracción según JIS Z 2273, y se
obtuvo un límite de fatiga (1 x 10^{7} veces) \sigma_{WBH} de
un diagrama S-N. La mejora de la resistencia a la
fatiga se definió como \Delta\sigma_{W} = \sigma_{WBH
-}\sigma_{W}, a saber, la diferencia entre el límite de fatiga
\sigma_{WBH} y un límite de fatiga \sigma_{W} para hojas de
acero laminadas en caliente, obtenido por una prueba de fatiga
parecida a la anterior.
Se recogieron especímenes de las hojas de acero
laminadas en caliente. Después de realizar tratamiento de
envejecimiento a 50ºC durante 400 horas, se recogieron especímenes
para una prueba de tracción según JIS Nº 13B, y se realizó una
prueba de tracción para medir la elongación EI_{A}. La resistencia
al envejecimiento a temperatura ambiente se evaluó en base a
\DeltaEL = El - El_{A}, a saber, la diferencia entre la
elongación EI_{A} y la elongación El de hojas de acero laminadas
en caliente.
Los resultados de la prueba se muestran en la
Tabla 3.
Como es obvio por la Tabla 3, los ejemplos de la
presente invención exhiben alto templabilidad en horno, es decir, la
\DeltaTS con 5% de preesfuerzo es 40 MPa o más, siendo \DeltaTS
la diferencia entre la resistencia a la tracción después de la
conformación y el secado de pintura en horno y la resistencia a la
tracción de la lámina de acero laminada en caliente. También se
exhibe una resistencia a la fatiga considerablemente mejor, es
decir, \Delta\sigma_{w} es 110 MPa o más, siendo
\Delta\sigma_{w} la diferencia entre el límite de fatiga de
la lámina de acero después del secado de pintura en horno y el
límite de fatiga de la lámina de acero laminada en caliente. También
se exhibe excelente resistencia al aplastamiento, es decir, la
energía absorbida E absorbida durante la deformación a altas tasas
de deformación es 160 MJ/m^{3} o más. Además, la disminución de
la elongación debida a envejecimiento a temperatura ambiente no se
incrementa sustancialmente a 0,6% a 1,2%, y la disminución de la
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente es pequeña. En
contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la
presente invención tienen \DeltaTS de 9 MPa o menos y
\Delta\sigma_{w} de 65 MPa o menos, que exhiben bajas mejoras
de la templabilidad en horno y la resistencia a la fatiga. Con
respecto al acero nº 1-6, dado que la cantidad de N
soluto es excesivamente grande y fuera del alcance de la presente
invención, se deteriora la resistencia al envejecimiento a
temperatura
ambiente.
ambiente.
Según la presente invención, se puede producir
establemente hojas de acero laminadas en caliente que tienen
excelente templabilidad en horno, resistencia a la fatiga,
resistencia al aplastamiento, y resistencia al envejecimiento a
temperatura ambiente, que son adecuadas para ser utilizadas en
materiales interiores para automóviles, lo que es en gran medida
ventajoso para aplicaciones industriales.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
Claims (6)
1. Una lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción que tiene excelente templabilidad en
horno, resistencia a la fatiga, resistencia al aplastamiento, y
resistencia al envejecimiento a temperatura ambiente
incluyendo:
de 0,01% a 0,12% en peso de carbono;
2,0% en peso o menos de silicio;
de 0,01% a 3,0% en peso de manganeso;
0,2% en peso o menos de fósforo;
de 0,001% a 0,1% en peso de aluminio;
0,003% a 0,02% en peso de nitrógeno;
incluyendo además opcionalmente al menos un de
0,001% a 0,1% en peso de titanio y 0,001% a 0,1% en peso de niobio
y/o al menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consta
de 0,1% a 1,5% en peso de níquel, 0,1% a 1,5% en peso de cromo, y
0,1% a 1,5% en peso de molibdeno y siendo el equilibrio hierro e
impurezas incidentales, donde la lámina de acero laminada en
caliente tiene una estructura incluyendo una ferrita que tiene un
diámetro de grano medio de aproximadamente 8 \mum o menos como
una fase primaria, la cantidad de nitrógeno soluto es del orden de
0,003% a 0,01% en peso, y la relación, Ngb/Ng, de una concentración
media Ngb de nitrógeno disuelto dentro de un rango de \pm5 nm del
límite de grano de ferrita a una concentración media Ng de
nitrógeno disuelto en granos de ferrita es del orden de 100 a
10.000.
2. Una lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción según la reivindicación 1, donde el
diámetro de grano medio de ferrita es de aproximadamente 6 \mum o
menos y la cantidad de nitrógeno soluto es del orden de 0,005% a
0,01% en peso.
3. Una lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción según una de las reivindicaciones 1
y 2, donde la estructura incluye al menos una seleccionada a partir
del grupo que consta de perlita, bainita, martensita, y austenita
retenida como una fase secundaria.
4. Una lámina de acero laminada en caliente de
alta resistencia a la tracción según una de las reivindicaciones 1,
2 y 3, donde se forma una capa chapada en la superficie de la
lámina de acero laminada en caliente.
5. Un método para producir una lámina de acero
laminada en caliente de alta resistencia a la tracción que tiene
excelente templabilidad en horno, resistencia a la fatiga,
resistencia al aplastamiento, y resistencia al envejecimiento a
temperatura ambiente,
incluyendo los pasos de:
calentar un material de acero que incluye de
0,01% a 0,12% en peso de carbono, 2,0% en peso o menos de silicio,
0,01% a 3,0% en peso de manganeso, 0,2% en peso o menos de fósforo,
de 0,001% a 0,1% en peso de aluminio, y de 0,003% a 0,02% en peso
de nitrógeno incluyendo además opcionalmente al menos un de 0,001% a
0,1% en peso de titanio y 0,001% a 0,1% en peso de niobio y/o al
menos un elemento seleccionado a partir del grupo que consta de
0,1% a 1,5% en peso de níquel, de 0,1% a 1,5% en peso de cromo, y
de 0,1% a 1,5% en peso de molibdeno y siendo el equilibrio hierro e
impurezas incidentales en un rango de temperatura desde
aproximadamente 1.000ºC a 1.300ºC;
laminar en bruto dicho material de acero;
realizar un laminado de acabado en dicho material
de acero laminado en bruto con una reducción a una caja última de
aproximadamente 10% o más a una temperatura de acabado FDT de
aproximadamente (Ar_{3} + 100ºC) a aproximadamente (Ar_{3} +
10ºC);
enfriar a una tasa de enfriamiento de
aproximadamente 50ºC/s o más dentro de 0,5 segundo después del
laminado de acabado; y
devanar a una temperatura de devanado de
aproximadamente 600ºC a 350ºC.
6. Un método según la reivindicación 5, donde
dicho material de acero se calienta a una temperatura de
calentamiento de aproximadamente 1.070ºC a 1.180ºC.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3135399 | 1999-02-09 | ||
| JP3135399 | 1999-02-09 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| ES2224922T3 true ES2224922T3 (es) | 2005-03-16 |
Family
ID=12328877
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| ES00101397T Expired - Lifetime ES2224922T3 (es) | 1999-02-09 | 2000-01-25 | Chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia a la traccion y procedimiento para su produccion. |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6425963B1 (es) |
| EP (1) | EP1028167B1 (es) |
| KR (1) | KR100511727B1 (es) |
| CN (1) | CN1109118C (es) |
| AT (1) | ATE272723T1 (es) |
| BR (1) | BR0000325B1 (es) |
| CA (1) | CA2297291C (es) |
| DE (1) | DE60012595T2 (es) |
| ES (1) | ES2224922T3 (es) |
| TW (1) | TW466276B (es) |
Families Citing this family (37)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW558569B (en) * | 2000-02-23 | 2003-10-21 | Kawasaki Steel Co | High tensile hot-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
| JP4524850B2 (ja) * | 2000-04-27 | 2010-08-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法 |
| KR100611541B1 (ko) * | 2000-05-31 | 2006-08-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 변형시효 경화특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 |
| JP3958921B2 (ja) * | 2000-08-04 | 2007-08-15 | 新日本製鐵株式会社 | 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法 |
| CA2387322C (en) * | 2001-06-06 | 2008-09-30 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
| JP4051999B2 (ja) * | 2001-06-19 | 2008-02-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP1288322A1 (en) * | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
| KR100544671B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-23 | 주식회사 포스코 | 용융아연 취화 균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그제조방법 |
| FR2844281B1 (fr) | 2002-09-06 | 2005-04-29 | Usinor | Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc |
| JP3944579B2 (ja) * | 2003-05-20 | 2007-07-11 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 角型及びオーバルの孔型ロールを用いた多パス温間制御圧延方法 |
| JP4235030B2 (ja) | 2003-05-21 | 2009-03-04 | 新日本製鐵株式会社 | 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板 |
| BRPI0400727A (pt) * | 2004-03-17 | 2005-11-01 | Ricardo Cardoso Mendonc Barros | Placa de blindagem e veìculo blindado |
| DE102004044022A1 (de) * | 2004-09-09 | 2006-03-16 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Beruhigter, unlegierter oder mikrolegierter Walzstahl mit Bake-hardening-Effekt und Verfahren zu seiner Herstellung |
| KR100937809B1 (ko) * | 2005-03-31 | 2010-01-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 열연강판, 그 제조방법 및 열연강판성형체 |
| CN101238233B (zh) * | 2005-08-03 | 2012-11-28 | 住友金属工业株式会社 | 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法 |
| US20080286603A1 (en) * | 2005-12-01 | 2008-11-20 | Posco | Steel Sheet for Hot Press Forming Having Excellent Heat Treatment and Impact Property, Hot Press Parts Made of It and the Method for Manufacturing Thereof |
| JP4998755B2 (ja) * | 2009-05-12 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| DE102010004081C5 (de) * | 2010-01-06 | 2016-11-03 | Benteler Automobiltechnik Gmbh | Verfahren zum Warmformen und Härten einer Platine |
| JP5786318B2 (ja) * | 2010-01-22 | 2015-09-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5440720B2 (ja) * | 2011-01-25 | 2014-03-12 | 新日鐵住金株式会社 | 浸炭または浸炭窒化用の鋼 |
| EP2799562B1 (en) * | 2011-12-27 | 2015-10-14 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet and process for manufacturing same |
| EP2811046B1 (en) | 2012-01-31 | 2020-01-15 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing same |
| KR101449130B1 (ko) | 2012-10-05 | 2014-10-08 | 주식회사 포스코 | 용접성 및 소부경화능이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| US9862428B2 (en) * | 2012-12-06 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel material and impact absorbing member |
| KR101406561B1 (ko) * | 2012-12-20 | 2014-06-27 | 주식회사 포스코 | 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR101750643B1 (ko) * | 2013-10-02 | 2017-06-23 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 시효 경화성 강 |
| CN103695762B (zh) * | 2013-12-13 | 2016-06-08 | 安徽工业大学 | 一种抗拉强度560～590MPa热轧轮辋用钢及其制造方法 |
| CN103911548B (zh) * | 2014-04-17 | 2016-03-23 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种低成本热轧低碳贝氏体带钢及其生产方法 |
| KR101672102B1 (ko) * | 2014-12-22 | 2016-11-02 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법 |
| MX2019005637A (es) * | 2016-11-16 | 2019-07-04 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma. |
| KR101940919B1 (ko) | 2017-08-08 | 2019-01-22 | 주식회사 포스코 | 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법 |
| CN109536846B (zh) * | 2017-09-21 | 2020-12-08 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 屈服强度700MPa级高韧性热轧钢板及其制造方法 |
| KR102098478B1 (ko) | 2018-07-12 | 2020-04-07 | 주식회사 포스코 | 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법 |
| KR102098482B1 (ko) | 2018-07-25 | 2020-04-07 | 주식회사 포스코 | 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 |
| US20220389554A1 (en) * | 2019-10-01 | 2022-12-08 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| KR102484995B1 (ko) * | 2020-12-10 | 2023-01-04 | 주식회사 포스코 | 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법 |
| CN113278872B (zh) * | 2021-05-19 | 2022-03-22 | 攀钢集团研究院有限公司 | Vn微合金化工程机械用钢及其制造方法 |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2416055C3 (de) * | 1974-04-03 | 1978-08-17 | Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum | Verwendung eines Stahles als Werkstoff für Schienen |
| JPS60145355A (ja) * | 1984-01-06 | 1985-07-31 | Kawasaki Steel Corp | 延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板とその製造方法 |
| DE3440752A1 (de) * | 1984-11-08 | 1986-05-22 | Thyssen Stahl AG, 4100 Duisburg | Verfahren zur herstellung von warmband mit zweiphasen-gefuege |
| JPS6396248A (ja) * | 1986-10-14 | 1988-04-27 | Nippon Steel Corp | 焼付け硬化性熱延鋼板 |
| JPH0730408B2 (ja) * | 1987-04-02 | 1995-04-05 | 川崎製鉄株式会社 | 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法 |
| JPH01180917A (ja) * | 1988-01-08 | 1989-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 加工性、焼付け硬化性に優れ、鋼帯の長手方向、幅方向に均一な材質を有する熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0823048B2 (ja) * | 1990-07-18 | 1996-03-06 | 住友金属工業株式会社 | 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 |
| US5304259A (en) * | 1990-12-28 | 1994-04-19 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Chromium containing high strength steel sheet excellent in corrosion resistance and workability |
| JP3390256B2 (ja) * | 1994-07-21 | 2003-03-24 | 川崎製鉄株式会社 | 焼付け硬化性及び耐時効性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板及びその製造方法 |
| JP3900619B2 (ja) * | 1996-10-31 | 2007-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法 |
| JPH10317096A (ja) * | 1997-03-17 | 1998-12-02 | Nippon Steel Corp | 耐衝突安全性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
| AU717294B2 (en) * | 1997-03-17 | 2000-03-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Dual-phase high-strength steel sheet having excellent dynamic deformation properties and process for preparing the same |
| EP0943696A4 (en) * | 1997-09-04 | 2000-04-19 | Kawasaki Steel Co | STEEL PLATES FOR DRUMS, MANUFACTURING METHOD AND DRUM |
| JPH11279693A (ja) * | 1998-03-27 | 1999-10-12 | Nippon Steel Corp | 焼付硬化性に優れた良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法 |
-
2000
- 2000-01-18 CA CA002297291A patent/CA2297291C/en not_active Expired - Fee Related
- 2000-01-21 TW TW089101025A patent/TW466276B/zh not_active IP Right Cessation
- 2000-01-24 US US09/490,267 patent/US6425963B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-01-25 DE DE60012595T patent/DE60012595T2/de not_active Expired - Lifetime
- 2000-01-25 EP EP00101397A patent/EP1028167B1/en not_active Expired - Lifetime
- 2000-01-25 ES ES00101397T patent/ES2224922T3/es not_active Expired - Lifetime
- 2000-01-25 AT AT00101397T patent/ATE272723T1/de not_active IP Right Cessation
- 2000-01-31 KR KR10-2000-0004653A patent/KR100511727B1/ko not_active IP Right Cessation
- 2000-02-04 CN CN00101872A patent/CN1109118C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2000-02-09 BR BRPI0000325-5A patent/BR0000325B1/pt not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA2297291A1 (en) | 2000-08-09 |
| ATE272723T1 (de) | 2004-08-15 |
| EP1028167A3 (en) | 2002-04-17 |
| EP1028167A2 (en) | 2000-08-16 |
| BR0000325B1 (pt) | 2009-05-05 |
| CN1263168A (zh) | 2000-08-16 |
| BR0000325A (pt) | 2001-01-23 |
| KR20000057842A (ko) | 2000-09-25 |
| CA2297291C (en) | 2008-08-05 |
| DE60012595T2 (de) | 2004-12-16 |
| TW466276B (en) | 2001-12-01 |
| CN1109118C (zh) | 2003-05-21 |
| KR100511727B1 (ko) | 2005-08-31 |
| EP1028167B1 (en) | 2004-08-04 |
| US6425963B1 (en) | 2002-07-30 |
| DE60012595D1 (de) | 2004-09-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| ES2224922T3 (es) | Chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia a la traccion y procedimiento para su produccion. | |
| ES2921699T3 (es) | Lámina de acero tratada térmicamente y laminada en frío de alta resistencia y alta conformabilidad, procedimiento de fabricación y unión soldada por puntos de resistencia | |
| ES2269558T3 (es) | Hoja de acero de alta ductibilidad, excelente formabilidad en prensa y alta templabilidad por deformacion plastica y su procedimiento de fabricacion. | |
| JP5884714B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4958182B2 (ja) | メッキ用高マンガン鋼帯、メッキ鋼帯、高マンガン熱間圧延鋼帯の製造方法、メッキ用高マンガン冷間圧延鋼帯の製造方法、および高マンガンメッキ鋼帯の製造方法 | |
| CA2805834C (en) | High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same | |
| ES2659544T3 (es) | Procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero altamente resistente | |
| JP6008039B2 (ja) | 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板 | |
| ES2768598T3 (es) | Chapa de acero laminado en frío de alta resistencia y método para la producción de la misma | |
| KR100851158B1 (ko) | 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법 | |
| KR101232972B1 (ko) | 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트 | |
| RU2647425C2 (ru) | Точечное сварное соединение с использованием высокопрочной стали с высокой способностью к штамповке и способ его изготовления | |
| JP5041084B2 (ja) | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| BR112020007515A2 (pt) | chapa de aço laminada, método para produzir uma chapa de aço laminada, uso de uma chapa de aço, parte e veículo | |
| CN105143486B (zh) | 高强度热轧钢板及其制造方法 | |
| WO2017148892A1 (en) | Austenitic, low-density, high-strength steel strip or sheet having a high ductility, method for producing said steel and use thereof | |
| BR112019010707A2 (pt) | chapa de aço temperado e revestido, método de produção de chapas de aço temperado e revestido, uso de chapa de aço e veículo | |
| BR112018013375B1 (pt) | Chapa de aço e método de fabricação de uma chapa de aço | |
| BR112020007410B1 (pt) | Chapa de aço tratada a calor, método de produção de uma chapa de aço, uso de uma chapa de aço e veículo | |
| BR102012027286A2 (pt) | Chapa de aço laminada a frio de alta resistência e método para produção da mesma | |
| WO2010143726A1 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| CN108642379A (zh) | 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法 | |
| BR102012025758A2 (pt) | Chapa de aço galvanizada a quente de alta resistência com baixa razão de rendimento, chapa de aço galvanizada a quente e recozida de alta resistência com baixa razão de rendimento, método para a produção de chapa de aço galvanizada a quente de alta resistência com baixa razão de rendimento, e método para a produção de chapa de aço galvanizada a quente e recozida de alta resistência com baixa de rendimento. | |
| JP2021531405A (ja) | 耐衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| CN113166903B (zh) | 具有优异的抗氢致开裂性的钢材及其制造方法 |