ES2269558T3

ES2269558T3 - Hoja de acero de alta ductibilidad, excelente formabilidad en prensa y alta templabilidad por deformacion plastica y su procedimiento de fabricacion.

Info

Publication number: ES2269558T3
Application number: ES02012388T
Authority: ES
Inventors: Saiji Kawasaki Steel Corporation Matsuoka; Tetsuo Kawasaki Steel Corporation Shimizu; Kei Kawasaki Steel Corporation Sakata; Osamu Kawasaki Steel Corporation FURUKIMI
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-06-06
Filing date: 2002-06-06
Publication date: 2007-04-01
Anticipated expiration: 2022-06-06
Also published as: DE60214086D1; CN1206383C; EP1264911A3; CA2387322A1; CN1396295A; DE60214086T2; AU785150B2; KR100720875B1; US20050016644A1; US20050019601A1; AU4443502A; KR20020093606A; ATE337416T1; CA2387322C; US6818074B2; US20030106622A1; EP1264911B1; EP1264911A2

Abstract

Una hoja de acero de alta ductilidad de excelente formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica representada por una DELTATS no inferior a 80 MPa, incluyendo una estructura compuesta conteniendo una fase primaria conteniendo una fase de ferrita y fase secunda ria conteniendo una fase de austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3%, donde dicha hoja de acero tiene una composición incluyendo, en porcentaje en peso: C: No más de 0, 20%; Si: 1, 0 a 3, 0%: Mn: no más de 3, 0%; P: No más de 0, 10%; S: No más de 0, 02%; Al: No más de 0, 30%; N: No más de 0, 02%; y además Cu: 0, 5 a 3, 0%; y opcionalmente al menos uno de los grupos siguientes A a C: Grupo A: Ni: no más de 2, 0%; Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2, 0% en total; y Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0, 2% en total; o al menos uno de: Mo: 0, 05 a 2, 0%: Cr: 0, 05 a 2, 0%: y W: 0, 05 a 2, 0%, no más de 2, 0% en total; opcionalmente al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad nosuperior a 2, 0% en total, opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0, 1% o REM: no más de 0, 1%, B: no más de 0, 1% y Zn: no más de 0, 1%, donde el equilibrio es Fe e impurezas incidentales, donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de 0, 01%, Sn: no más de 0, 1%, Zn: no más de 0, 01% y Ca: no más de 0, 1%.

Description

Hoja de acero de alta ductibilidad, excelente formabilidad en prensa y alta templabilidad por deformación plástica y su procedimiento de fabricación.

Antecedentes de la invención 1. Campo de la invención

La presente invención se refiere principalmente a hojas de acero para automóviles, y más en particular, a hojas de acero de alta ductilidad que tienen muy alta templabilidad por deformación plástica y excelente formabilidad en prensa tal como ductilidad, formabilidad por rebordeado por estiramiento, y estirabilidad, en las que la resistencia a la tracción incrementa considerablemente mediante un tratamiento por calor después de la formación en prensa, y a métodos para fabricarlas. El término "hojas de acero" en el sentido en que se usa aquí incluirá hojas de acero laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en frío, y hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente. El término "hojas de acero" en el sentido en que se usa aquí también incluirá hojas de acero y flejes de acero.

2. Descripción de la técnica relacionada

En los últimos años, la reducción de peso de las carrocerías de automóvil se ha convertido en un problema muy importante en relación al control de las emisiones de gases con el fin de conservar el medioambiente global. Más recientemente, se han realizado esfuerzos por lograr hojas de acero para automoción de mayor resistencia y por reducir el grosor de las hojas de acero con el fin de reducir el peso de las carrocerías de automóvil.

Dado que la mayor parte de las piezas de carrocería de automóviles hechas de hojas de acero se forman por trabajo en prensa, las hojas de acero usadas deben tener excelente formabilidad en prensa. Para lograr excelente formabilidad en prensa, hay que asegurar alta ductilidad. A menudo se aplica rebordeado por estiramiento, de modo que las hojas de acero a usar deben tener una alta relación de expansión de agujeros. En general, sin embargo, una mayor resistencia de la hoja de acero tiende a dar lugar a una ductilidad inferior y una peor relación de expansión de agujeros, dando lugar así a pobre formabilidad en prensa. Como resultado, ha habido convencionalmente una demanda creciente de hojas de acero de alta resistencia que tengan alta ductilidad y excelente formabilidad en prensa.

Ahora se da importancia a la seguridad de una carrocería de automóvil con el fin de proteger al conductor y a los pasajeros en caso de colisión, y para ello, las hojas de acero deben tener mejor resistencia al impacto como un estándar de seguridad en caso de colisión. Con el fin de mejorar la seguridad estructural a los choques, es más favorable una mayor resistencia del automóvil terminado. Por lo tanto, habido una demanda más fuerte de hojas de acero que tienen baja resistencia, alta ductilidad, y excelente formabilidad en prensa en la formación de piezas de automóvil, y que tienen alta resistencia y excelente seguridad estructural a los choques en los productos acabados.

Para satisfacer dicha demanda, se desarrolló una hoja de acero de alta formabilidad en prensa y resistencia. Es una hoja de acero del tipo endurecible en horno cuya tensión de fluencia aumenta aplicando un tratamiento en horno incluyendo el mantenimiento a una temperatura alta de 100 a 200°C después de la formación en prensa. En esta hoja de acero, el contenido de C que permanece finalmente en un estado de solución sólida (contenido de C soluto) se controla dentro de un rango apropiado con el fin de mantener la blandura, fijabilidad de forma, y ductilidad durante la formación en prensa. En un tratamiento en horno realizado después de la formación en prensa de esta hoja de acero, el C soluto se fija a una dislocación introducida durante la formación en prensa e inhibe el movimiento de la dislocación, dando lugar así a un aumento de la tensión de fluencia. En esta hoja de acero del tipo endurecible en horno para automoción se puede incrementar la tensión de fluencia, pero no se puede incrementar la resistencia a la tracción.

La Publicación de la Solicitud de Patente japonesa examinada número 5-24979 describe una hoja de acero laminada en frío de alta resistencia endurecible en horno que tiene una composición incluyendo C: 0,08 a 0,20%, Mn: 1,5 a 3,5% y el equilibrio Fe e impurezas incidentales, y que tiene una estructura compuesta de bainita uniforme conteniendo no más de 5% de ferrita o compuesta de bainita conteniendo parcialmente martensita. La hoja de acero laminada en frío descrita en la Publicación de Patente japonesa examinada número 5-24979 se fabrica enfriando rápidamente la hoja de acero a una temperatura en el rango de 400 a 200°C en el paso de enfriamiento después de recocerla continuamente y después enfriándola lentamente. Con ello se logra un alto grado de endurecimiento en horno convencionalmente no disponible mediante conversión de la estructura convencional incluyendo principalmente ferrita a una estructura incluyendo principalmente bainita en la hoja de acero.

En la hoja de acero descrita en la Publicación de la Solicitud de Patente japonesa examinada número 5-24979, se obtiene un alto grado de endurecimiento en horno convencionalmente no disponible mediante un aumento de límite de fluencia después del tratamiento en horno. Incluso en esta hoja de acero, sin embargo, sigue siendo difícil aumentar la resistencia a la tracción después del tratamiento en horno, y todavía no se puede lograr una mejora de seguridad estructural a los choques.

Por otra parte, se han propuesto algunas hojas de acero laminadas en caliente con vistas a incrementar no solamente la tensión de fluencia, sino también la resistencia a la tracción aplicando un tratamiento por calor después de la formación en prensa.

Por ejemplo, la Publicación de la Solicitud de Patente japonesa examinada número 8-23048 propone un método para fabricar una hoja de acero laminada en caliente incluyendo los pasos de recalentar un acero conteniendo C: 0,02 a 0,13%, Si: no más de 2,0%, Mn: 0,6 a 2,5%, Al sol.: no más de 0,10%, y N: 0,0080 a 0,0250% a una temperatura no inferior a 1.100°C y aplicar laminado de acabado en caliente a una temperatura de 850 a 950°C. El método también incluye los pasos de enfriar la hoja de acero laminada en caliente a una tasa de enfriamiento no inferior a 15°C/segundo a una temperatura inferior a 150°C, y enfriarla, formando por ello una estructura compuesta incluyendo principalmente ferrita y martensita. En la hoja de acero fabricada por la técnica descrita en la Publicación de la Solicitud de Patente japonesa examinada número 8-23048, la resistencia a la tracción y la tensión de fluencia aumentan por endurecimiento por deformación plástica; sin embargo, se plantea un serio problema porque enfriar la hoja de acero a una temperatura de enfriamiento muy baja de menos de 150°C da lugar a grandes variaciones de las propiedades mecánicas. Otro problema incluye una gran variación del incremento de la tensión de fluencia después de la formación en prensa y los tratamientos en horno, así como pobre formabilidad en prensa debido a una baja relación de expansión de agujeros (\lambda) y menor trabajabilidad por rebordeado por estiramiento.

La Publicación de la Solicitud de Patente japonesa no examinada número 11-199975 propone una hoja de acero laminada en caliente para trabajo de excelentes características de fatiga, conteniendo C: 0,03 a 0,20%, cantidades apropiadas de Si, Mn, P, S y Al, Cu: 0,2 a 2,0%, y B: 0,0002 a 0,002%, cuya microestructura es una estructura compuesta incluyendo ferrita como una fase primaria y martensita como una segunda fase, y la fase de ferrita contiene Cu en un estado de solución sólida y/o precipitación de no más de 2 nm. La hoja de acero descrita en la Publicación de la Solicitud de Patente japonesa no examinada número 11-199975 tiene un objeto basado en el hecho de que la relación de límite de fatiga se mejora considerablemente solamente cuando Cu y B se añaden en combinación, y Cu está presente en un estado ultrafino de no más de 2 nm. Para esta finalidad, es esencial completar el laminado de acabado en caliente a una temperatura superior al punto de transformación A_{r3}, enfriar por aire la hoja dentro de la región de temperatura de A_{r3} a A_{r1} durante 1 a 10 segundos, enfriar la hoja a una tasa de enfriamiento no inferior a 20°C/segundo, y enrollar la hoja enfriada a una temperatura no superior a 350°C. Una baja temperatura de enfriamiento no superior a 350°C produce seria deformación de la forma de la hoja de acero laminada en caliente, inhibiendo así la fabricación industrialmente estable.

Por otra parte, algunas piezas de automóvil deben tener alta resistencia a la corrosión. Una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente es adecuada como un material aplicado a porciones que requieren alta resistencia a la corrosión. Por esta razón, existe una demanda particular de hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente de excelente formabilidad en prensa durante la formación, y se endurece considerablemente por un tratamiento por calor después de la formación.

Para responder a tal demanda, por ejemplo, la Publicación de Patente japonesa número 2802513 propone un método para fabricar una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente usando una hoja de acero laminada en caliente como una chapa negra. El método incluye los pasos de laminar en caliente una plancha de acero conteniendo C: no más de 0,05%, Mn: 0,05 a 0,5%, Al: no más de 0,1% y Cu: 0,8 a 2,0% a una temperatura de enfriamiento no superior a 530°C. El método incluye además los pasos posteriores de reducir la superficie de la hoja de acero calentando la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura no superior a 530°C, y galvanizando por inmersión en caliente la hoja, por lo que se obtiene un endurecimiento considerable mediante un tratamiento por calor después de la formación. En la hoja de acero fabricada por este método, sin embargo, la temperatura de tratamiento por calor debe ser de no menos de 500°C, con el fin de obtener endurecimiento considerable del tratamiento por calor después de la formación, y esto tiene un problema en la práctica.

La Publicación de la Solicitud de Patente japonesa no examinada número 10-310824 propone un método para fabricar una hoja de acero aleada galvanizada por inmersión en caliente que tiene mayor resistencia por un tratamiento por calor después de la formación, usando una hoja de acero laminada en caliente o laminada en frío como una chapa negra. Este método incluye los pasos de laminar en caliente un acero conteniendo C: 0,01 a 0,08%, cantidades apropiadas de Si, Mn, P, S, Al y N, y al menos uno de Cr, W y Mo: 0,05 a 3,0% en total. El método incluye además el paso de laminar en frío o templar-laminar y recocer la hoja. El método incluye además el paso de aplicar galvanización por inmersión en caliente a la hoja y calentar la hoja para el tratamiento de aleación. La resistencia a la tracción de la hoja de acero se incrementa calentando la hoja a una temperatura dentro del rango de 200 a 450°C. Sin embargo, la hoja de acero resultante implica un problema de que la microestructura incluye una sola fase de ferrita, una estructura compuesta de ferrita y perlita, o una estructura compuesta de ferrita y bainita; por lo tanto, no se obtiene alta ductilidad y bajo límite de fluencia, dando lugar a baja formabilidad en prensa.

Resumen de la invención

La presente invención se hizo en vista del hecho de que, a pesar de la fuerte demanda como se ha descrito anteriormente, no se ha hallado una técnica para fabricar de forma industrialmente estable una hoja de acero que cumpla estas propiedades. La presente invención resuelve los problemas antes descritos. Un objeto de la presente invención es proporcionar hojas de acero de alta ductilidad y alta resistencia adecuadas para automóviles y que tienen excelente formabilidad en prensa y excelente templabilidad por deformación plástica, en las que la resistencia a la tracción incrementa considerablemente mediante un tratamiento por calor a una temperatura relativamente baja después de la formación en prensa. Otro objeto de la presente invención es proporcionar un método de fabricación capaz de fabricar establemente las hojas de acero de alta ductilidad y alta resistencia.

Para lograr dicho objeto de la invención, los inventores realizaron amplios estudios sobre el efecto de la estructura de la hoja de acero y elementos de aleación en la templabilidad por deformación plástica. Como resultado, los inventores hallaron que una hoja de acero que tiene alta templabilidad por deformación plástica que da lugar a un aumento de tensión de fluencia y un aumento considerable de la resistencia a la tracción se puede obtener después de un tratamiento de predeformación con una predeformación no inferior a 5% y un tratamiento por calor a una temperatura relativamente baja dentro del rango de 150 a 350°C (1) formando una estructura compuesta de la hoja de acero incluyendo ferrita y una fase conteniendo austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3%, y (2) limitando el contenido de C dentro del rango de una región de bajo contenido de carbono a una región de contenido medio de carbono y conteniendo Cu dentro de un rango apropiado o al menos uno de Mo, Cr, y W en lugar de Cu. Además, se halló que la hoja de acero tenía ductilidad satisfactoria, una alta relación de expansión de agujeros, y excelente formabilidad en prensa.

En primer lugar se describirán los resultados de un experimento fundamental realizado por los inventores en hojas de acero laminadas en caliente.

Se calentó a 1.250°C un llantón que tenía una composición incluyendo, en porcentaje en peso, C: 0,10%, Si: 1,4%, Mn: 1,5%, P: 0,01%, S: 0,005%, Al: 0,04%, N: 0,002% y Cu: 0,3 o 1,3% y mantuvo a temperatura. El llantón se sometió posteriormente a laminado de tres pasadas a un grosor de 2,0 mm de modo que la temperatura final del laminado de acabado fuese 850°C. A continuación, se cambiaron las condiciones de enfriamiento y la temperatura de enfriamiento de varias formas para convertir una hoja de acero de estructura de ferrita única a una hoja de acero laminada en caliente con una estructura compuesta de ferrita como una fase primaria y una fase conteniendo austenita retenida como una fase secundaria (también denominada a continuación una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida).

Las propiedades de tracción se investigaron por una prueba de tracción en las hojas de acero laminadas en caliente resultantes. Se aplicó un tratamiento de predeformación de una predeformación a la tracción de 5% a cada pieza de prueba muestreada de estas hojas de acero laminadas en caliente. Posteriormente, después de aplicar un tratamiento por calor a 50 a 350°C durante 20 minutos, se realizó una prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción, y se evaluó la templabilidad por deformación plástica.

La templabilidad por deformación plástica se evaluó en términos del incremento un \DeltaTS que es una diferencia entre la resistencia a la tracción TS_{HT} después del tratamiento por calor y la resistencia a la tracción TS antes del tratamiento por calor. Es decir, \DeltaTS = (resistencia a la tracción TS_{HT} después del tratamiento por calor) - (resistencia a la tracción TS antes del tratamiento de predeformación). La prueba de tracción se realizó usando piezas de pruebas de tracción JIS número 5 muestreadas en la dirección de laminación.

La figura 1 ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la estructura de la hoja de acero. Se aplicó un tratamiento de predeformación de una predeformación por tracción de 5% y después un tratamiento por calor de 250°C durante 20 minutos a las piezas de prueba. El incremento \DeltaTS se determinó a partir de la diferencia de la resistencia a la tracción TS entre antes y después del tratamiento por calor. La figura 1 sugiere que, para un contenido de Cu de 1,3% en peso, se obtiene una alta templabilidad por deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa formando una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida de la hoja de acero. Para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80 MPa, independientemente de la estructura de la hoja de acero, y no se puede obtener alta templabilidad por deformación plástica.

Es posible fabricar una hoja de acero laminada en caliente que tiene una alta templabilidad por deformación plástica limitando el contenido de Cu dentro de un rango apropiado, y formando una estructura compuesta que tiene ferrita como una fase primaria y una fase conteniendo austenita retenida como una fase secundaria.

La figura 2 ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento por calor después del tratamiento de predeformación. La microstructura de la hoja de acero es una estructura compuesta que tiene ferrita como una fase primaria y una fase conteniendo austenita retenida como una fase secundaria, y la relación en volumen de la estructura de austenita retenida es 8% de toda la estructura.

La figura 2 representa que el incremento \DeltaTS aumenta cuando aumenta la temperatura de tratamiento por calor y depende fuertemente del contenido de Cu. Con un contenido de Cu de 1,3% en peso, se obtiene una alta templabilidad por deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa a una temperatura de tratamiento por calor no inferior a 150°C. Para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de tratamiento por calor, y no se puede obtener alta templabilidad por deformación plástica.

Además, se realizó una prueba de expansión de agujeros en hojas de acero que tenían una estructura de ferrita única o una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida, y contenido de Cu de 0,3% en peso y 1,3% en peso, y se determinó la relación de expansión de agujeros \lambda. En la prueba de expansión de agujeros, se formaron agujeros de punzón en piezas de prueba mediante punzonado con un punzón que tenía un diámetro de 10 mm. A continuación, se realizó expansión de agujeros con un punzón cónico que tenía un ángulo vertical de 60 grados de modo que la rebaba quedase fuera, hasta que se formaron fisuras que pasaban a través de la hoja en la dirección del grosor. La relación de expansión de agujeros \lambda se determinó por la fórmula: \lambda (%) = {(d-d_{0})/d_{0}} x 100 donde d_{0} representa el diámetro inicial del agujero, y d representa el diámetro interior del agujero a la aparición de fisuras.

En el caso de un contenido de Cu de 1,3% en peso, una hoja de acero laminada en caliente con una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida tenía una relación de expansión de agujeros de aproximadamente 140%, y una hoja de acero laminada en caliente con una estructura de ferrita única también tenía una relación de expansión de agujeros de aproximadamente 140%. En contraposición, en el caso de un contenido de Cu de 0,3% en peso, una hoja de acero laminada en caliente con una estructura de ferrita única tenía una relación de expansión de agujeros de 120%, y una hoja de acero laminada en caliente con una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida tenía una relación de expansión de agujeros de aproximadamente 80%.

Como se ha descrito anteriormente, es claro que la hoja de acero laminada en caliente con una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida tiene una mayor relación de expansión de agujeros y que la formabilidad de expansión de agujeros se mejora con un mayor contenido de Cu. Todavía no se ha aclarado un mecanismo detallado de la mejora de la formabilidad de expansión de agujeros por Cu. Se considera que el contenido de Cu reduce la diferencia de dureza entre la ferrita/austenita retenida y la martensita transformada inducida por deformación.

En la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención, Cu muy fino precipita en la hoja de acero como resultado de una predeformación con una deformación de 2% o más medida al medir el incremento de esfuerzo de deformación de antes a después de un tratamiento usual por calor y el tratamiento por calor realizado a una temperatura relativamente baja en el rango de 150 a 350°C. Según un estudio realizado por los autores de la presente invención, se logró alta templabilidad por deformación plástica que producía un aumento de tensión de fluencia y un aumento considerable de resistencia a la tracción probablemente por la precipitación de Cu muy fino. Tal precipitación de Cu muy fino por un tratamiento por calor en una región a baja temperatura nunca se ha observado en acero ultrabajo en carbono o acero bajo en carbono en los informes hasta ahora publicados. Una razón de la precipitación de Cu muy fino en un tratamiento por calor a baja temperatura todavía no se ha aclarado hasta la fecha. Sin embargo, se puede suponer lo siguiente. Durante el mantenimiento isotérmico en el rango de temperatura de 620 a 780°C o durante el enfriamiento lento de este rango de temperatura después de enfriamiento rápido posterior a laminado en caliente, se distribuye gran cantidad de Cu a la fase \gamma. Después del enfriamiento, el Cu se disuelve en la austenita retenida en un estado de supersaturación. La austenita retenida se transforma en martensita por una predeformación no inferior a 5%, y Cu muy fino precipita en la martensita transformada inducida por deformación durante un tratamiento posterior a baja temperatura.

A continuación, se describirán los resultados de un experimento fundamental realizado por los autores de la presente invención en la hoja de acero laminada en frío.

Se calentó a 1.250°C un llantón que tenía una composición incluyendo, en porcentaje en peso, C: 0,10%, Si: 1,2%, Mn: 1,4%, P: 0,01%, S: 0,005%, Al: 0,03%, N: 0,002%, y Cu: 0,3 o 1,3%, mantuvo a temperatura y sometió a laminado de tres pasadas a un grosor de 4,0 mm de modo que la temperatura final del laminado de acabado fuese 900°C. Después de la terminación del laminado de acabado, se aplicó un tratamiento equivalente de mantenimiento de temperatura de 600°C durante 1 hora como un tratamiento de enfriamiento. A continuación, la hoja se laminó en frío a una reducción de 70% a una hoja de acero laminada en frío de un grosor de 1,2 mm. Posteriormente, la hoja laminada en frío se calentó a una temperatura en el rango de 700 a 850°C y mantuvo a temperatura durante 60 segundos. A continuación, la hoja se enfrió a 400°C, y mantuvo a la temperatura (400°C) durante 300 segundos para recocido por recristalización. Por el recocido por recristalización, se obtuvieron varias hojas de acero laminadas en frío en las que la estructura cambió de una estructura de ferrita única a una estructura compuesta de ferrita/austenita
retenida.

Se realizaron pruebas de tracción en las hojas de acero laminadas en frío resultantes como en las hojas de acero laminadas en caliente para determinar las propiedades de tracción. Las propiedades de tracción (YS, TS) se determinaron por muestreo de piezas de prueba de estas hojas de acero laminadas en frío, aplicando un tratamiento de predeformación con una predeformación por tracción de 5% a estas piezas de prueba, calentando posteriormente las hojas de acero a 50 a 350°C durante 20 minutos, y realizando posteriormente las pruebas de tracción.

La templabilidad por deformación plástica se evaluó en términos del incremento de la resistencia a la tracción \DeltaTS de antes a después del tratamiento por calor, como en la hoja de acero laminada en caliente.

La figura 3 ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de recocido por recristalización. El valor \DeltaTS se determinó aplicando un tratamiento de predeformación con una predeformación por tracción de 5% a piezas de prueba muestreadas de las hojas de acero laminadas en frío resultantes, realizando un tratamiento por calor de 250°C durante 20 minutos, y realizando una prueba de tracción.

La figura 3 sugiere que se puede obtener una alta templabilidad por deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa, en el caso de un contenido de Cu de 1,3% en peso, empleando una temperatura de recocido por recristalización no inferior a 750°C para convertir la estructura de la hoja de acero en una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida. Por otra parte, en el caso de un contenido de Cu de 0,3% en peso, no se puede obtener alta templabilidad por deformación plástica porque \DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de recocido por recristalización. La figura 3 sugiere la posibilidad de fabricar una hoja de acero laminada en frío que tiene una alta templabilidad por deformación plástica optimizando el contenido de Cu y formando una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida.

La figura 4 ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento por calor después del tratamiento de predeformación. La hoja de acero usada se recoció a 800°C, que era la región de fase doble de ferrita (\alpha) + austenita (\gamma), durante un tiempo de mantenimiento de 60 segundos después de laminado en frío, enfrió desde la temperatura de mantenimiento (800°C) a 400°C a una tasa de enfriamiento de 30°C/segundo, y mantuvo a 400°C durante 300 segundos. Las hojas de acero tenían una microstructura compuesta de ferrita/austenita retenida (fase secundaria), siendo 4% la relación en volumen de la estructura de austenita retenida.

La figura 4 representa que el incremento \DeltaTS aumenta cuando aumenta la temperatura de tratamiento por calor y depende fuertemente del contenido de Cu. Con un contenido de Cu de 1,3% en peso, se obtiene una alta templabilidad por deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa a una temperatura de tratamiento por calor no inferior a 150°C. Para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de tratamiento por calor, y no se puede obtener alta templabilidad por deformación plástica.

Además, se realizó una prueba de expansión de agujeros en hojas de acero laminadas en frío con una estructura compuesta de ferrita/austenita retenida y contenido de Cu de 0,3% en peso y 1,3% en peso para determinar la relación de expansión de agujeros (\lambda), como en la hoja de acero laminada en caliente.

En la hoja de acero laminada en frío con un contenido de Cu de 1,3%, \lambda era 130%; mientras que en la hoja de acero laminada en frío con un contenido de Cu de 0,3 %, \lambda era 60%. Es claro que, para un contenido de Cu de 1,3% en peso, la relación de expansión de agujeros se incrementa y la formabilidad de expansión de agujeros se mejora incluso en la hoja de acero laminada en frío, como en la hoja de acero laminada en caliente. Todavía no se ha aclarado un mecanismo detallado de mejora de la formabilidad de expansión de agujeros con contenido de Cu, como en la hoja de acero laminada en caliente. Además, en la hoja de acero laminada en frío, se considera que el contenido Cu reduce la diferencia de dureza entre la estructura de ferrita/austenita retenida y la estructura de martensita transformada inducida por deformación.

En la hoja de acero laminada en frío de la presente invención, Cu muy fino precipita en la hoja de acero como resultado de una predeformación con una deformación superior a 2%, que es equivalente a la predeformación al medir el incremento de esfuerzo de deformación de antes a después de un tratamiento usual por calor, y un tratamiento por calor a una temperatura relativamente baja de 150 a 350°C. Según un estudio realizado por los autores de la presente invención, también en la hoja de acero laminada en frío, se logra probablemente alta templabilidad por deformación plástica produciendo un aumento de tensión de fluencia y un aumento considerable de resistencia a la tracción por la precipitación de Cu muy fino. Una razón de la precipitación de Cu muy fino en un tratamiento por calor en una región de baja temperatura todavía no se ha aclarado hasta la fecha. Sin embargo, se puede suponer lo siguiente. Durante el recocido por recristalización en la región de fase doble de \alpha + \gamma, se distribuye gran cantidad de Cu a la fase \gamma. El Cu distribuido permanece incluso después del enfriamiento y se disuelve a la martensita en un estado de supersaturación, y Cu muy fino precipita a través de una predeformación no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura.

A continuación se describirá el resultado de un experimento fundamental realizado por los autores de la presente invención en la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente.

Un llantón que tiene una composición incluyendo, en porcentaje en peso, C: 0,08%, Si: 0,5%, Mn: 2,0%, P: 0,01%, S: 0,004%, Al: 0,04%, N: 0,002% y Cu: 0,3 o 1,3% se calentó a 1.250°C y mantuvo a temperatura. El llantón se sometió posteriormente a laminado de tres pasadas a un grosor de 4,0 mm de modo que la temperatura final del laminado de acabado fuese 900°C. Después del laminado de acabado, se aplicó un tratamiento equivalente de mantenimiento de temperatura de 600°C durante 1 h como un tratamiento de enfriamiento. A continuación, la hoja laminada en caliente se laminó en frío a una reducción de 70% a una hoja de acero laminada en frío que tenía un grosor de 1,2 mm. Posteriormente, la hoja laminada en frío se calentó y mantuvo a temperatura a 900°C, y enfrió a una tasa de enfriamiento de 30°C/segundo (un tratamiento primario por calor). La hoja de acero después del tratamiento primario por calor tenía una estructura de martensita en varillas. La hoja de acero después del tratamiento primario por calor se sometió a un tratamiento secundario por calor a varias temperaturas, posteriormente se enfrió rápidamente a una temperatura en el rango de 450 a 500°C. Posteriormente, la hoja se sumergió en un baño de galvanización por inmersión en caliente (baño de 0,13% en peso Al-Zn) para formar una capa galvanizante de inmersión en caliente en la superficie. Además, la hoja se recalentó a una temperatura en el rango de 450 a 550°C para alear la capa galvanizante de inmersión en caliente (contenido de Fe en la capa galvanizante: aproximadamente 10%).

Con respecto a la hoja de acero resultante galvanizada por inmersión en caliente, las propiedades de tracción se determinaron mediante una prueba de tracción. Además, se tomaron como muestra piezas de prueba de la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente, y se aplicó un tratamiento de predeformación con una predeformación por tracción de 5% a las piezas de prueba, como en la hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero laminada en frío. Posteriormente se aplicó un tratamiento por calor de 50 a 350°C durante 20 minutos. A continuación se realizó una prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción. La templabilidad por deformación plástica se evaluó en términos del incremento \DeltaTS de la resistencia a la tracción de antes a después del tratamiento por calor.

La figura 5 ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento secundario por calor. El incremento \DeltaTS se determinó aplicando una predeformación por tracción de 5% a piezas de prueba muestreadas de las hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente resultantes, realizando un tratamiento por calor a 250°C durante 20 minutos, y realizando una prueba de tracción.

La figura 5 sugiere que, para un contenido de Cu de 1,3% en peso, se puede obtener una alta templabilidad por deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa formando una estructura compuesta de ferrita/martensita templada/austenita retenida de la hoja de acero. En contraposición, en el caso de un contenido de Cu de 0,3% en peso, no se puede obtener alta templabilidad por deformación plástica cuando \DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de tratamiento secundario por calor.

La figura 5 sugiere la posibilidad de fabricar una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente que tiene alta templabilidad por deformación plástica optimizando el contenido de Cu y formando una estructura compuesta de ferrita/martensita templada/austenita retenida.

La figura 6 ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento por calor después del tratamiento de predeformación. El incremento \DeltaTS se determinó aplicando una predeformación por tracción de 5% a piezas de prueba muestreadas de las hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente aleadas tratadas a una temperatura de tratamiento secundario por calor de 800°C, realizando un tratamiento por calor de 50 a 350°C durante 20 minutos, y realizando una prueba de tracción.

La figura 6 representa que el incremento \DeltaTS aumenta cuando aumenta la temperatura de tratamiento por calor después del tratamiento de predeformación y depende fuertemente del contenido de Cu. Con un contenido de Cu de 1,3% en peso, se puede obtener una alta templabilidad por deformación plástica representada por un \DeltaTS no inferior a 80 MPa a una temperatura de tratamiento por calor no inferior a 150°C. En contraposición, para un contenido de Cu de 0,3% en peso, \DeltaTS es inferior a 80 MPa a cualquier temperatura de tratamiento por calor, y no se puede obtener alta templabilidad por deformación plástica.

En la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención, Cu muy fino precipita en la hoja de acero como resultado de una predeformación con una deformación mayor que 2% que es una cantidad usual de deformación al medir el incremento de esfuerzo de deformación de antes a después de un tratamiento por calor, y un tratamiento por calor dentro de una región de temperatura relativamente baja de 150 a 350°C. Según un estudio realizado por los autores de la presente invención, se logra probablemente una alta templabilidad por deformación plástica que produce un aumento de tensión de fluencia y un aumento considerable de resistencia a la tracción por la precipitación de Cu muy fino. Una razón de la precipitación de Cu muy fino en un tratamiento por calor en una región de baja temperatura todavía no se ha aclarado hasta la fecha. Sin embargo, se puede suponer lo siguiente. Durante el tratamiento por calor en la región de fase doble de ferrita (\alpha) + austenita (\gamma), se distribuye gran cantidad de Cu a la fase \gamma, y el Cu distribuido que permanece incluso después del enfriamiento se disuelve a la austenita retenida en un estado de supersaturación. La austenita retenida se transforma en martensita por una predeformación no inferior a 5%, y Cu muy fino precipita en la martensita mediante un tratamiento posterior a baja temperatura por
calor.

Además, se realizó una prueba de expansión de agujeros usando hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente con una estructura compuesta de ferrita/martensita templada/austenita retenida y contenido de Cu de 0,3% en peso y 1,3% en peso para determinar la relación de expansión de agujeros (\lambda), como en la hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero laminada en frío.

La relación de expansión de agujeros \lambda de la hoja de acero que tiene un contenido de Cu de 1,3% era 120%, mientras que la relación de expansión de agujeros \lambda de la hoja de acero que tiene un contenido de Cu de 0,3% era 50%. Los resultados sugieren que para un contenido de Cu de 1,3% en peso, la relación de expansión de agujeros aumenta y la formabilidad de expansión de agujeros se mejora, en comparación con un contenido de Cu de 0,3%.

Un mecanismo detallado de mejora de la formabilidad de expansión de agujeros con contenido de Cu todavía no se ha aclarado, como en la hoja de acero laminada en caliente y la hoja de acero laminada en frío, pero se considera que el contenido Cu reduce la diferencia de dureza entre la ferrita, la martensita templada/austenita retenida, y la martensita formada por transformación inducida por deformación.

En base a las nuevas conclusiones antes descritas, los autores de la presente invención realizaron nuevos estudios amplios y hallaron que dicho fenómeno también tenía lugar en hojas de acero que no contenían Cu.

La estructura de una hoja de acero que tiene una composición conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W se convirtió a una estructura compuesta conteniendo una fase de ferrita primaria y una fase conteniendo austenita retenida como una fase secundaria. A continuación, aplicando una predeformación y un tratamiento por calor en una región de baja temperatura, se halló que carburos muy finos se precipitaban en la martensita transformada inducida por deformación, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción. La precipitación de finos inducida por deformación a baja temperatura era más notable en una composición de acero conteniendo al menos uno de Nb, Ti, y V además a al menos uno de Mo, Cr, y W.

La presente invención se completó mediante nuevos estudios en base a dichas conclusiones. Lo esencial de la presente invención se define en el conjunto de reivindicaciones acompañantes.

Breve descripción de los dibujos

La figura 1 es un gráfico que ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la estructura de la hoja de acero después de una predeformación y un tratamiento por calor de una hoja de acero laminada en caliente.

La figura 2 es un gráfico que ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento por calor después de una predeformación y un tratamiento por calor de una hoja de acero laminada en caliente.

La figura 3 es un gráfico que ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de recocido por recristalización después de predeformación y un tratamiento por calor de una hoja de acero laminada en frío.

La figura 4 es un gráfico que ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento por calor después de predeformación y un tratamiento por calor de una hoja de acero laminada en frío.

La figura 5 es un gráfico que ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento secundario por calor después de una predeformación y un tratamiento por calor de una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente.

Y la figura 6 es un gráfico que ilustra el efecto del contenido de Cu en la relación entre \DeltaTS y la temperatura de tratamiento por calor después de una predeformación y un tratamiento por calor de una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente.

Descripción de las realizaciones preferidas

Una hoja de acero de alta ductilidad de la presente invención tiene una resistencia a la tracción TS no inferior a 440 MPa, una estructura compuesta incluyendo una fase primaria conteniendo una fase de ferrita y una fase secundaria conteniendo una fase de austenita retenida con una relación en volumen no inferior a 1%, excelente formabilidad en prensa, y excelente templabilidad por deformación plástica, indicada por una resistencia a la tracción considerablemente mayor \DeltaTS no inferior a 80 MPa durante un tratamiento por calor a una temperatura relativamente baja después de la formación en prensa. El término "fase primaria" usado en la presente invención será una estructura que ocupa no menos que 50% por una relación en volumen.

El término "hoja de acero de alta ductilidad" usado en la presente invención significará que una hoja de acero tiene un equilibrio (TS x El) de una resistencia a la tracción (TS) y una elongación (El) no inferior a 19.000 MPa%.

Además, el término "\DeltaTS" usado en la presente invención significa un incremento de la resistencia a la tracción entre antes y después del tratamiento por calor a una temperatura en el rango de 150 a 350°C durante un tiempo de mantenimiento no inferior a 30 segundos de una hoja de acero que se sometió a un tratamiento de predeformación de una deformación plástica a la tracción no inferior a 5%. Es decir, \DeltaTS = (resistencia a la tracción después del tratamiento por calor) - (resistencia a la tracción antes del tratamiento de predeformación). Las hojas de acero de la presente invención incluirán hojas de acero laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en frío y hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente.

Todas las hojas de acero (hojas de acero laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en frío y hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente) que timen dicha estructura, tienen alta ductilidad, excelente formabilidad en prensa, y excelente templabilidad por deformación plástica.

El término "superior templabilidad por deformación plástica" o el término "excelente templabilidad por deformación plástica" usados en la presente invención significarán que, cuando una hoja de acero es sometida a un tratamiento de predeformación de una deformación plástica a la tracción no inferior a 5%, y posteriormente a un tratamiento por calor a una temperatura en el rango de 150 a 350°C durante un tiempo de mantenimiento no inferior a 30 segundos, el incremento \DeltaTS de la resistencia a la tracción entre antes y después del tratamiento por calor no es inferior a 80 MPa, donde \DeltaTS = (resistencia a la tracción TS_{HT} después del tratamiento por calor) - (resistencia a la tracción TS antes del tratamiento de predeformación). Preferiblemente, el incremento \DeltaTS no es inferior a 100 MPa. El tratamiento por calor produce un aumento \DeltaYS en la tensión de fluencia no inferior a 80 MPa, donde \DeltaYS = (tensión de fluencia YS_{HT} después del tratamiento por calor) - (tensión de fluencia YS antes del tratamiento de predeformación).

En el control de la templabilidad por deformación plástica, la cantidad de predeformación (predeformación) desempeña un papel importante. Los autores de la presente invención investigaron el efecto de la cantidad de predeformación en la posterior templabilidad por deformación plástica suponiendo los posibles tipos de deformación aplicada a hojas de acero para automoción. Los resultados muestran que la deformación equivalente uniaxial (deformación a la tracción) es generalmente útil para elucidar la deformación de las hojas de acero excepto para embutición muy profunda, que la deformación equivalente uniaxial es en su mayor parte superior a 5% para piezas reales, y que la resistencia de las piezas exhibe buena correspondencia a la resistencia obtenida después de un tratamiento de deformación plástica de una predeformación de 5%. En base a estas conclusiones se emplea una deformación plástica a la tracción no inferior a 5% en la presente invención.

Las condiciones convencionales de tratamiento en horno incluyen 170°C x 20 minutos como norma. Si se realiza refuerzo de la precipitación por Cu muy fino o carburo fino como en la presente invención, la temperatura de tratamiento por calor debe ser 150°C o más. En condiciones que incluyen una temperatura superior a 350°C, por otra parte, el efecto de refuerzo se satura, y la hoja de acero tiende a ablandarse. El calentamiento a una temperatura superior a 350°C produce una marcada aparición de deformación térmica o color de revenido. Por estas razones se adopta una temperatura de tratamiento por calor en el rango de 150 a 350°C para endurecimiento por deformación plástica en la presente invención. El tiempo de mantenimiento de la temperatura de tratamiento por calor deberá ser al menos 30 segundos. Mantener una temperatura de tratamiento por calor en el rango de 150 a 350°C durante aproximadamente 30 segundos permite lograr endurecimiento por deformación plástica sustancialmente satisfactorio. Para endurecimiento por deformación plástica mejorado adicional, el tiempo de mantenimiento es preferiblemente al menos 60 segundos, y más preferiblemente al menos 300 segundos.

El método de tratamiento por calor después de la predeformación no está limitado en la presente invención, y se puede aplicar adecuadamente calentamiento atmosférico en un horno en general tratamiento en horno, calentamiento por inducción, calentamiento por llama no oxidante, calentamiento por láser, y calentamiento por plasma. La llamada presión en caliente para prensar una hoja de acero calentada también es un medios muy efectivo en la presente invención.

A continuación se describirán individualmente la hoja de acero laminada en caliente, la hoja de acero laminada en frío, y la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente en la presente invención.

(1) Hoja de acero laminada en caliente

Ahora se describirá la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención.

La hoja de acero laminada en caliente de la presente invención tiene una estructura compuesta incluyendo una fase de ferrita primaria y una fase secundaria conteniendo una fase de austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. Como se ha descrito anteriormente, una hoja de acero laminada en caliente que tiene tal estructura compuesta exhibe alta ductilidad, alto equilibrio de resistencia-ductilidad (TS x El), y excelente formabilidad en prensa.

La fase de ferrita primaria está presente preferiblemente a una relación en volumen no inferior a 50%. Con una fase de ferrita de menos de 50%, es difícil mantener una alta ductilidad, dando lugar a una formabilidad en prensa más baja. Cuando se requiere ductilidad mejorada adicional, la relación en volumen de la fase de ferrita es preferiblemente no inferior a 80%. Al objeto de hacer pleno uso de las ventajas de la estructura compuesta, la fase de ferrita es preferiblemente no superior a 98%.

En la presente invención, el acero debe contener una fase de austenita retenida como la fase secundaria a una relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. Con una fase de austenita retenida inferior a 3%, no se puede obtener alta elongación (El).

La fase secundaria puede ser una sola fase de austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a 3%, o puede ser una mezcla de una fase de austenita retenida de una relación en volumen no inferior a 3% y otra fase, es decir, una fase de perlita, una fase de bainita, y/o una fase de martensita.

Ahora se describirán las razones para limitar la composición de la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención. El porcentaje en peso en la composición se denominará simplemente a continuación %.

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C: 0,05 a 0,20%

C es un elemento que mejora la resistencia de una hoja de acero y promueve la formación de una estructura compuesta de ferrita y austenita retenida, y está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,05% para formar la estructura compuesta según la presente invención. Un contenido de C superior a 0,20% produce un aumento de las proporciones de carburos en acero, dando lugar a una disminución de la ductilidad, y por lo tanto una disminución de la formabilidad en prensa. Un problema más serio es que un contenido de C superior a 0,20% da lugar a un deterioro significativo de la soldabilidad por puntos y la soldabilidad por arco. Por estas razones, el contenido de C se limita dentro del rango de 0,05 a 0,20% en la presente invención. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de C es preferiblemente no superior a 0,18%.

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Si: 1,0 a 3,0%

Si es un elemento de refuerzo útil, que mejora la resistencia de una hoja de acero sin una marcada disminución de la ductilidad de la hoja de acero. Además, Si es necesario para formar una fase de austenita retenida. Para obtener estos efectos, Si está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 1,0% y más preferiblemente no inferior a 1,2%. Un contenido de Si superior a 3,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y degrada la calidad superficial. El contenido de Si se limita por lo tanto dentro del rango de 1,0 a 3,0%.

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Mn: no más de 3,0%

Mn es un elemento útil, que refuerza el acero y evita la fisuración en caliente producida por S, y por lo tanto está presente en una cantidad según el contenido de S. Estos efectos son especialmente notables a un contenido de Mn no inferior a 0,5%. Por otra parte, un contenido de Mn superior a 3,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y de la soldabilidad. El contenido de Mn se limita por lo tanto a no más de 3,0% en la presente invención. Más preferiblemente, el contenido de Mn no es inferior a 1,0%.

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P: no más de 0,10%

P refuerza el acero, y puede estar presente en una cantidad necesaria para una resistencia deseada. Desde el punto de vista de incrementar la resistencia, P está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,005%. Por otra parte, un contenido de P superior a 0,10% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de P se limita por lo tanto a no más de 0,10%. Cuando se requiere excelente formabilidad en prensa, el contenido de P es preferiblemente no superior a 0,08%.

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S: no más de 0,02%

S es un elemento, que está presente como inclusiones en una hoja de acero y produce deterioro de la ductilidad, formabilidad, y en particular formabilidad por rebordeado por estiramiento de la hoja de acero, y deberá ser lo más bajo posible. Un contenido reducido de S de no más de 0,02% no ejerce gran efecto adverso y por lo tanto, el contenido de S se limita hasta 0,02% en la presente invención. Cuando se requiere una formabilidad por rebordeado por estiramiento más excelente, el contenido de S es preferiblemente no superior a 0,010%.

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Al: no más de 0,30%

Al es un elemento útil, que se añade como un elemento desoxidante al acero, y mejora la limpieza del acero. Además, Al facilita la formación de la austenita retenida. Estos efectos son especialmente notables a un contenido de Al no inferior a 0,01%. El contenido de Al superior a 0,30% no puede producir efectos adicionales, pero produce deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de Al se limita por lo tanto a no más de 0,30%. Preferiblemente, el contenido de Al no es superior a 0,10%. La presente invención no excluye un proceso de fabricación de acero basado en desoxidación usando un desoxidante distinto de Al. Por ejemplo, se puede emplear desoxidación con Ti o desoxidación por Si, y las hojas de acero producidas por tales métodos de desoxidación también quedan incluidas en el alcance de la presente invención. En este caso, la adición de Ca o REM a acero fundido no deteriora de ningún modo las características de la hoja de acero de la presente invención.

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N: no más de 0,02%

N es un elemento, que incrementa la resistencia de una hoja de acero mediante reforzamiento de solución sólida o endurecimiento por deformación plástica, y está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,0010% para obtener estos efectos. Sin embargo, un contenido de N superior a 0,02% produce un aumento del contenido de nitruros en la hoja de acero, que produce serio deterioro de la ductilidad, y así, de la formabilidad en prensa de la hoja de acero. El contenido de N se limita por lo tanto a no más de 0,02%. Cuando se requiere una mejora adicional de la formabilidad en prensa, el contenido de N es preferiblemente no superior a 0,01%, y más preferiblemente menos que 0,0050%.

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Cu: 0,5 a 3,0%

Cu es un elemento, que incrementa considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de una hoja de acero (aumento de la resistencia después de predeformación/tratamiento por calor), y así es muy importante en la presente invención. Con un contenido de Cu de menos de 0,5%, no se puede obtener un incremento \DeltaTS de la resistencia a la tracción superior a 80 MPa cambiando las condiciones de predeterminación/tratamiento térmico. Con un contenido de Cu superior a 3,0%, el efecto se satura de modo que no cabe esperar un efecto correspondiente al contenido, lo que da lugar a efectos económicos desfavorables. Además, se produce deterioro de la formabilidad en prensa, y se degrada la calidad superficial de la hoja de acero. El contenido de Cu se limita por lo tanto dentro de un rango de 0,5 a 3,0%. Con el fin de lograr simultáneamente un mayor \DeltaTS y excelente formabilidad en prensa, el contenido de Cu está preferiblemente dentro de un rango de 1,0 a 2,5%.

La hoja de acero laminada en caliente de la presente invención conteniendo Cu también contiene preferiblemente, en porcentaje en peso, al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%;

Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total; y

Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total.

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Grupo A: Ni: no más de 2,0%

Grupo A: Ni es efectivo para evitar la formación de defectos superficiales en la superficie de la hoja de acero conteniendo Cu, y se puede añadir según sea preciso. El contenido de Ni de es preferiblemente aproximadamente la mitad del contenido de Cu, es decir, en el rango de aproximadamente 30 a aproximadamente 80% del contenido de Cu. Un contenido de Ni superior a 2,0% no puede producir mejora adicional del efecto a causa de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y produce deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el contenido de Ni se limita preferiblemente a no más de 2,0%.

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Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total

Grupo B: Cr y Mo, así como Mn, refuerzan la hoja de acero y al menos uno de ellos puede estar presente según sea preciso. Este efecto es especialmente notable a un contenido de Cr no inferior a 0,1% y a un contenido de Mo no inferior a 0,1%. Por lo tanto, es preferible contener al menos uno de Cr: no menos que 0,1% y Mo: no menos que 0,1%. Si está presente al menos uno de Cr y Mo en una cantidad total superior a 2,0%, se deteriora la formabilidad en prensa. Por lo tanto, es preferible limitar el contenido total de Cr y Mo a no más de 2,0%.

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Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total

Grupo C: Nb, Ti, y V son elementos formadores de carburo y aumentan efectivamente la resistencia por dispersión fina de carburos, y se pueden seleccionar y estar presentes según sea preciso. Este efecto se puede lograr a un contenido de Nb no inferior a 0,01%, un contenido de Ti no inferior a 0,01%, y un contenido de V no inferior a 0,01%. Sin embargo, un contenido total de Nb, Ti, y V superior a 0,2% produce deterioro de la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti, y V se limita preferiblemente a no más de 0,2%.

En la presente invención, en lugar de dicho Cu o al menos uno de dichos grupos a C, al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0%, y W: 0,05 a 2,0% puede estar presente en una cantidad no superior a 2,0% en total, y al menos uno seleccionado del grupo que consta de Nb, Ti, y V puede estar presente también en una cantidad no superior a 2,0% en total.

Al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0% y W: 0,05 a 2,0%, en una cantidad no superior a 2,0% en total.

Mo, Cr, y W son elementos que aumentan considerablemente el endurecimiento por deformación plástica (aumento de la resistencia después de la predeformación y el tratamiento por calor) de una hoja de acero, y son uno de los elementos más importantes en la presente invención. Es decir, en la presente invención, una hoja de acero laminada en caliente que tiene una estructura compuesta conteniendo ferrita como una fase primaria y una fase secundaria de austenita retenida y conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W, produce transformación inducida por deformación de la austenita retenida a martensita cuando se aplican una predeformación no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura por calor a la hoja de acero laminada en caliente, y se produce precipitación de finos inducida por deformación de carburos finos a baja temperatura en la martensita transformada inducida por deformación, dando lugar a un aumento de la resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con un contenido de al menos uno de Mo, Cr, y W de menos de 0,05%, el cambio de la estructura de la hoja de acero y de las condiciones de predeformación y tratamiento por calor no produce un aumento de la resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Por otra parte, un contenido de al menos uno de Mo, Cr, y W superior a 2,0% no produce un efecto correspondiente a causa de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y produce deterioro de la formabilidad en prensa. Los contenidos de Mo, Cr, y W se limitan preferiblemente dentro del rango de 0,05 a 2,0%. Desde el punto de vista de la formabilidad en prensa, el contenido total de Mo, Cr y/o W se limita más preferiblemente a no más de 2,0%.

Al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad total no superior a 2,0%

Nb, Ti, y V son elementos formadores de carburo, y se pueden añadir según sea preciso. Conteniendo al menos uno de Nb, Ti, y V, además de al menos uno de Mo, Cr, y W, y formando una estructura compuesta conteniendo una fase de ferrita primaria y una fase secundaria de austenita retenida que forman carburos finos en la martensita transformada inducida por deformación y producen precipitación inducida por deformación a baja temperatura, dando lugar a un aumento de la resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con el fin de obtener estos efectos, un contenido de Nb es preferiblemente no menos que 0,01%, un contenido de Ti es preferiblemente no menos que 0,01%, y un contenido de V es preferiblemente no menos que 0,01%, y al menos uno de Nb, Ti, y V se puede añadir según sea preciso. Sin embargo, un contenido total superior a 2,0% produce deterioro de la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti, y V se limita preferiblemente a no más de 2,0%.

Aparte de dichos elementos, puede estar presente al menos uno de Ca: no menos de 0,1% y REM: no menos de 0,1%. Ca y REM son elementos que contribuyen a la mejora de la propiedad de rebordeado por estiramiento mediante control conformacional de inclusiones. Sin embargo, si el contenido de Ca excede de 0,1% o el contenido de REM excede de 0,1%, habría una disminución de la limpieza, y una disminución de la ductilidad.

El equilibrio de la composición de la hoja de acero es Fe e impurezas incidentales. Las impurezas incidentales permisibles son Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01%, Co: no más de 0,1%, Zr: no más de 0,1%, y B: no más de 0,1%.

Ahora se describirá un método para fabricar la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención.

La hoja de acero laminada en caliente de la presente invención se hace laminando en caliente una plancha de acero que tiene una composición dentro de los rangos antes descritos a un grosor preestablecido.

Mientras que la plancha de acero usada se fabrica preferiblemente por un proceso de colada continuo para evitar macrosegregación de los constituyentes, se puede fabricar por un proceso de vaciado de lingotes o un proceso de colada de plancha fina. Un proceso convencional empleado en esta realización incluye los pasos de fabricar una plancha de acero, enfriar la plancha de acero a temperatura ambiente, y recalentar la plancha. Alternativamente, también se puede aplicar un proceso de ahorro de energía sin problema en la presente invención. Por ejemplo, se carga una plancha de acero caliente en un horno de calentamiento sin enfriar a temperatura ambiente, o se lamina directamente inmediatamente después de un tiempo corto de mantenimiento a temperatura (laminado directo de carga caliente o laminado directo).

La temperatura de recalentamiento SRT del material (plancha de acero) no está limitada y es preferiblemente no inferior a 900°C.

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Temperatura de recalentamiento de la plancha: no inferior a 900°C

La temperatura de recalentamiento de la plancha (SRT) es preferiblemente lo más baja posible con vistas a evitar defectos superficiales producidos por Cu cuando el material contiene Cu. Sin embargo, con una temperatura de recalentamiento inferior a 900°C, hay un aumento de la carga de laminado, aumentando así el peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente. Considerando el aumento de la pérdida de incrustaciones producida junto con la oxidación acelerada, la temperatura de recalentamiento de la plancha es preferiblemente no superior a
1.300°C.

Desde el punto de vista de reducir la temperatura de recalentamiento de la plancha y evitar la aparición de problemas durante el laminado en caliente, el uso del llamado calentador de llantones es naturalmente un método efectivo.

La plancha de acero recalentada se lamina posteriormente en caliente a una hoja laminada en caliente. En la presente invención, una condición de laminado de acabado es especialmente importante, y el laminado en caliente se realiza preferiblemente a una temperatura final de acabado de laminado (FDT) en el rango de 780 a 980°C.

A la FDT de menos de 780°C permanece en la hoja de acero una estructura deformada que produce deterioro de la ductilidad. Por otra parte, una FDT superior a 980°C engrosa la estructura, dando lugar a una disminución de la formabilidad debido al retardo de la transformación de ferrita. Así, la FDT está preferiblemente en el rango de 780 a 980°C.

Después de la terminación del laminado de acabado, se aplica un tratamiento de enfriamiento forzado. En la presente invención, la condición de enfriamiento forzado es especialmente importante. En la presente invención, dentro de 2 segundos después de la terminación del laminado de acabado, se realiza un enfriamiento forzado preferiblemente a una tasa de enfriamiento no inferior a 50°C/segundo a una temperatura en el rango de 620 a 780°C. Con un tiempo de inicio de enfriamiento superior a 2 segundos, la estructura engrosa y la transformación de ferrita se retarda, dando lugar a pobre formabilidad en prensa. El tiempo de inicio de enfriamiento después de la terminación del laminado de acabado se limita preferiblemente a dentro de 2 segundos.

Con una tasa de enfriamiento de menos de 50°C/segundo después de la terminación del laminado de acabado, y la transformación de ferrita comienza indeseablemente durante el enfriamiento forzado, la transformación de ferrita no tiene lugar apropiadamente en un tratamiento de mantenimiento isotérmico posterior o tratamiento de enfriamiento lento, dando lugar así a una menor formabilidad en prensa. Consiguientemente, la tasa de enfriamiento se limita preferiblemente a no menos de 50°C/segundo. Sin embargo, con una tasa de enfriamiento superior a 300°C/segundo, entra en cuestión la degradación de la forma de la hoja de acero. Así, el límite superior de la tasa de enfriamiento es preferiblemente 300°C/segundo.

Además, en la presente invención, la hoja de acero se enfría preferiblemente a cerca de un saliente de una región de ferrita libre o proeutectoide de temperatura de 620 a 780°C por dicho enfriamiento forzado. A una temperatura de parada de enfriamiento inferior a 620°C del enfriamiento forzado, no se genera ferrita libre, pero se genera perlita. A una temperatura de parada de enfriamiento superior a 780°C, la disminución de la concentración de carbono a austenita disminuye con una disminución de la generación de ferrita libre. La temperatura de parada de enfriamiento forzado está más preferiblemente en el rango de 650 a 750°C.

Después del enfriamiento forzado a cerca de un saliente de la región de temperatura de ferrita libre de 620 a 780°C se realiza preferiblemente un tratamiento de mantenimiento isotérmico durante 1 a 10 segundos dentro de dicha región de temperatura o un tratamiento de enfriamiento lento a una tasa de enfriamiento de no más de 20°C/segundo.

Por el tratamiento de mantenimiento isotérmico durante un corto período de tiempo dentro de esta región de temperatura (620 a 780°C) o el tratamiento de enfriamiento lento durante un corto período de tiempo dentro de dicha región de temperatura se puede formar una cantidad deseada de ferrita libre.

Para lograr la concentración de carbono a la austenita junto con la transformación de ferrita, el tratamiento de mantenimiento isotérmico o tratamiento de enfriamiento lento se realiza más preferiblemente dentro de una región de temperatura de 620°C a 750°C.

Un tiempo de mantenimiento del tratamiento isotérmico o un tiempo requerido para el tratamiento de enfriamiento lento de menos de 1 segundo produce una concentración insuficiente de carbono en la austenita. Por otra parte, un tiempo superior a 10 segundos produce transformación de perlita.

Una tasa de enfriamiento del tratamiento de enfriamiento lento superior a 20°C/segundo produce concentración insuficiente de carbono en la austenita.

Después del tratamiento de mantenimiento isotérmico o tratamiento de enfriamiento lento, la hoja laminada se enfría preferiblemente de nuevo a una temperatura de 300 a 500°C a una tasa de enfriamiento no inferior a 50°C/segundo, y posteriormente se enrolla. Es decir, la hoja laminada se enrolla preferiblemente a una temperatura de enfriamiento (CT) de 300 a 500°C.

Después del tratamiento de mantenimiento isotérmico o tratamiento de enfriamiento lento, la hoja laminada se enfría a una temperatura de 300 a 500°C. Además, la tasa de enfriamiento de este tratamiento es preferiblemente no inferior a 50°C/segundo. Con la tasa de enfriamiento de menos de 50°C/segundo, se produce transformación de perlita y disminuye la ductilidad. La tasa de enfriamiento está más preferiblemente dentro del rango de 50 a 200°C/segundo.

Con una temperatura de enfriamiento CT de menos de 300°C, la fase secundaria contiene martensita. Por otra parte, con la temperatura de enfriamiento superior a 500°C, la fase secundaria contiene perlita. Así, la temperatura de enfriamiento CT está preferiblemente dentro de un rango de 300 a 500°C.

En la presente invención, todo o parte del laminado de acabado puede ser laminado por lubricación para reducir la carga de laminado durante el laminado en caliente. La aplicación de laminado por lubricación es efectiva también desde el punto de vista de lograr una hoja de acero de forma uniforme y calidad uniforme del material. El coeficiente de rozamiento en el laminado por lubricación está preferiblemente en el rango de 0,25 a 0,10. Es preferible un proceso de laminado continuo, en el que llantones contiguos se pueden unir entre sí para realizar laminado de acabado de forma continua. La aplicación del proceso de laminado continuo es deseable también desde el punto de vista de la estabilidad operativa del laminado en caliente.

Después de la terminación de laminado en caliente, se puede aplicar laminado de temple de no más de 10% para ajuste tal como corrección de forma o control de aspereza superficial.

La hoja de acero laminada en caliente de la invención puede ser usada como una hoja de acero para procesado y como una hoja de acero para tratamientos superficiales. Los tratamientos superficiales incluyen galvanizado (incluyendo aleación), estañado y esmaltado. Después del recocido o galvanizado, la hoja de acero laminada en caliente de la presente invención se puede someter a un tratamiento especial para mejorar la actividad del tratamiento químico, soldabilidad, formabilidad en prensa, y resistencia a la corrosión.

(2) Hoja de acero laminada en frío

Ahora se describirá una hoja de acero laminada en frío de la presente invención.

La hoja de acero laminada en frío de la presente invención tiene una estructura compuesta incluyendo una fase de ferrita primaria y una fase secundaria conteniendo austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. Como se ha descrito anteriormente, una hoja de acero laminada en frío que tiene tal estructura compuesta exhibe alta elongación (El), alto equilibrio de resistencia/elongación (TS x El), y excelente formabilidad en prensa.

La relación en volumen de la fase de ferrita primaria contenida en la estructura compuesta es preferiblemente no inferior a 50%. Con un contenido de fase de ferrita de menos de 50%, es difícil mantener alta ductilidad, dando lugar a pobre formabilidad en prensa. Cuando se requiere ductilidad mejorada adicional, la relación en volumen de la fase de ferrita es preferiblemente no inferior a 80%. Al objeto de hacer pleno uso de las ventajas de la estructura compuesta, la fase de ferrita es preferiblemente no superior a 98%.

En la presente invención, la hoja de acero debe contener una fase de austenita retenida como la fase secundaria a una relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. Con un contenido de fase de austenita retenida inferior a 1%, es imposible obtener alta elongación (El).

La fase secundaria puede ser una sola fase de austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a 3%, o puede ser una mezcla de una fase de austenita retenida de una relación en volumen no inferior a 3% y una fase auxiliar (otra) incluyendo una fase de perlita, una fase de bainita, y/o una fase de martensita.

Ahora se describirán las razones para limitar la composición de la hoja de acero laminada en frío de la presente invención. El porcentaje en peso en la composición se indicará simplemente a continuación como %.

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C: no más de 0,20%

C es un elemento que mejora la resistencia de una hoja de acero y promueve la formación de una estructura compuesta de una fase de ferrita y una fase de austenita retenida, y está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,01% desde el punto de vista de formar la fase de austenita retenida en la presente invención. El contenido de C es más preferiblemente no menos que 0,05%. Un contenido de C superior a 0,20%, sin embargo, produce un aumento de la cantidad de carburos en el acero, dando lugar a una disminución de la ductilidad, y por lo tanto una disminución de la formabilidad en prensa. Un problema más serio es que un contenido de C superior a 0,20% da lugar a un deterioro notable de la soldabilidad por puntos y la soldabilidad por arco. Por estas razones, en la presente invención, el contenido de C se limita a no más de 0,20%. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de C es preferiblemente no superior a 0,18%.

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Si: no más de 2,0%

Si es un elemento de refuerzo útil, que mejora la resistencia de una hoja de acero sin una marcada disminución de la ductilidad de la hoja de acero y facilita la formación de una fase austenítica residual. El contenido de Si es preferiblemente no menos que 0,1%. Un contenido de Si superior a 2,0%, sin embargo, da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y se degrada la calidad superficial. Por lo tanto, el contenido de Si se limita a no más de 2,0%.

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Mn: no más de 3,0%

Mn es un elemento útil que refuerza el acero y evita la fisuración en caliente producida por S, y por lo tanto está presente en una cantidad según el contenido de S. Estos efectos son especialmente notables en un contenido de Mn no inferior a 0,5%. Sin embargo, un contenido de Mn superior a 3,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de Mn se limita a no más de 3,0% en la presente invención. Más preferiblemente, el contenido de Mn no es inferior a 1,0%.

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P: no más de 0,10%

P refuerza el acero, y puede estar presente en una cantidad de preferiblemente no menos que 0,005%, según una resistencia deseada. Sin embargo, un contenido excesivo de P produce deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de P se limita, por lo tanto, a no más de 0,10%. Cuando se requiere una formabilidad en prensa más excelente, el contenido de P es preferiblemente no superior a 0,08%.

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S: no más de 0,02%

S es un elemento que está presente como inclusiones en acero y produce deterioro de ductilidad, formabilidad, y en particular formabilidad por rebordeado por estiramiento de una hoja de acero, y deberá ser lo más bajo posible. Sin embargo, un contenido reducido de S a no más de 0,02% no ejerce mucho efecto adverso. Así, el contenido de S se limita a no más de 0,02% en la presente invención. Cuando se requiere superior formabilidad por rebordeado por estiramiento, el contenido de S es preferiblemente no superior a 0,010%.

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Al: no más de 0,30%

Al es un elemento desoxidante de acero, y es útil para mejorar la limpieza del acero. Además, Al es efectivo para la formación de la austenita retenida. Con el fin de obtener estos efectos, el contenido de Al es preferiblemente no menos que 0,01%. Sin embargo, un contenido de Al superior a 0,30% no puede producir mejores efectos desoxidantes adicionales, y produce deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de Al se limita, por lo tanto, a no más de 0,30%. La invención también incluye un proceso de fabricación de acero usando otros desoxidantes, por ejemplo, Ti o Si, y hojas de acero producidas por tales métodos de desoxidación también se incluyen en el alcance de la invención. En este caso, la adición de Ca o REM a acero fundido no deteriora de ningún modo las características de la hoja de acero de la invención. Naturalmente, las hojas de acero conteniendo Ca o REM quedan incluidas dentro del alcance de la invención.

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N: no más de 0,02%

N es un elemento que incrementa resistencia de una hoja de acero mediante reforzamiento de solución sólida o endurecimiento por deformación plástica, y está presente preferiblemente en una cantidad no superior a 0,001%. Sin embargo, un contenido de N superior a 0,02% produce un aumento del contenido de nitruro en la hoja de acero, por lo que ductilidad y formabilidad en prensa de la hoja de acero se deterioran seriamente. El contenido de N se limita por lo tanto a no más de 0,02%. Cuando se requiere mejora adicional de la formabilidad en prensa, el contenido de N es preferiblemente no superior a 0,01%.

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Cu: 0,5 a 3,0%

Cu es un elemento que incrementa considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de una hoja de acero (aumento de la resistencia después de la predeformación/tratamiento por calor), y es uno de los elementos más importantes en la presente invención. Con un contenido de Cu inferior a 0,5%, un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS superior a 80 MPa no se puede obtener cambiando la predeformación/condiciones de tratamiento por calor. En la presente invención, por lo tanto, Cu se deberá contener en una cantidad no inferior a 0,5%. Con un contenido de Cu superior a 3,0%, sin embargo, el efecto se satura, dando lugar a efectos económicos desfavorables. Además, se produce deterioro de la formabilidad en prensa, y se degrada la calidad superficial de la hoja de acero. El contenido de Cu se limita, por lo tanto, dentro del rango de 0,5 a 3,0%. Con el fin de lograr simultáneamente un \DeltaTS más alta y excelente formabilidad en prensa, el contenido de Cu está preferiblemente dentro del rango de 1,0 a 2,5%.

En la presente invención, dicha composición conteniendo Cu contiene además preferiblemente, en porcentaje en peso, al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%;

Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total; y

Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total.

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Grupo A: Ni: no más de 2,0%

Grupo A: Ni es un elemento efectivo para evitar defectos superficiales producidos por el contenido de Cu en la hoja de acero, y puede estar presente según sea preciso. El contenido de Ni depende del contenido de Cu, y es preferiblemente aproximadamente la mitad del contenido de Cu, más específicamente, dentro del rango de aproximadamente 30 a aproximadamente 80% del contenido de Cu. Un contenido de Ni superior a 2,0% no puede producir mejora adicional del efecto a causa de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y produce deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el contenido de Ni se limita preferiblemente a no más de 2,0%.

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Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total

Grupo B: Cr y Mo, así como Mn, refuerzan la hoja de acero y se pueden contener según sea preciso preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,1% para Cr y no menos que 0,1% para Mo. Si está presente al menos uno de Cr y Mo en una cantidad superior a 2,0% en total, se deteriora la formabilidad en prensa. Por lo tanto, es preferible limitar el contenido total de Cr y Mo que forma el grupo B a no más de 2,0%.

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Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total

Grupo C: Nb, Ti, y V son elementos que forman efectivamente dispersión fina de carburos que contribuyen a un aumento de la resistencia. Por lo tanto, Nb, Ti, y V se pueden seleccionar y contener según sea preciso preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,01% para Nb, en una cantidad no inferior a 0,01% para Ti y en una cantidad no inferior a 0,01% para V. Si el contenido total de al menos uno de Nb, Ti, y V excede de 0,2%, se deteriora la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti y/o V se limita preferiblemente a no más de 0,2%.

En la presente invención, en lugar de dicho Cu, al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0%, y W: 0,05 a 2,0% puede estar presente en una cantidad no superior a 2,0% en total.

Al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0% y W: 0,05 a 2,0%, en una cantidad no superior a 2,0% en total

En la presente invención, Mo, Cr, y W, así como Cu, son los elementos más importantes, que aumentan considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de la hoja de acero, y se pueden seleccionar y contener. Cuando una hoja de acero conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W y que tiene una estructura compuesta de una fase de ferrita y una fase conteniendo austenita retenida se somete a una predeformación (predeformación) no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura por calor (tratamiento por calor), la austenita retenida se cambia a martensita por transformación inducida por deformación. Posteriormente, la formación de precipitación de carburos finos en la martensita es inducida por la deformación, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con un contenido de cada uno de estos elementos de menos de 0,05%, las condiciones de predeformación/tratamiento por calor no producen un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS de al menos 80 MPa. Si el contenido de cada uno de estos elementos excede de 2,0%, no cabe esperar un efecto mejorado adicional correspondiente al contenido como resultado de saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y esto da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa. Los contenidos de Mo, Cr, y W se limitan por lo tanto dentro del rango de 0,05 a 2,0% para Mo, 0,05 a 2,0% para Cr, y 0,05 a 2,0% para W. Desde el punto de vista de la formabilidad en prensa, el contenido total de Mo, Cr, y W se limita a no más de 2,0%.

En la presente invención está presente preferiblemente al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo, Cr, y W y además está presente preferiblemente al menos uno de Nb, Ti, y V en no más de 2,0% en total.

Al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad total no superior a 2,0%:

Nb, Ti, y V son elementos que forman carburos, y se pueden seleccionar y contener según sea preciso, cuando se añade al menos uno de Mo, Cr, y W. Cuando la composición de acero contiene al menos uno de Mo, Cr, y W y tiene una estructura compuesta conteniendo una fase de ferrita y una fase de austenita retenida, y contiene al menos uno de Nb, Ti, y V, la austenita retenida se transforma en martensita por transformación inducida por deformación durante la predeformación/tratamiento por calor. Posteriormente, la precipitación de carburos finos es inducida por la deformación en la martensita, dando lugar así a un aumento de la resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Este efecto es especialmente notable preferiblemente a un contenido de Nb no inferior a 0,01%, a un contenido de Ti no inferior a 0,01%, y a un contenido de V no inferior a 0,01%. Sin embargo, un contenido total de Nb, Ti, y V superior a 2,0% produce deterioro de la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti y/o V se limita preferiblemente a no más de 2,0%.

Aunque no se impone ninguna restricción particular, aparte de dichos constituyentes, la composición puede contener B: no más de 0,1%, Zr: no más de 0,1%, Ca: no más de 0,1%, y REM: no más de 0,1% sin ningún problema.

El equilibrio de la composición del acero es Fe e impurezas incidentales. Las impurezas incidentales permisibles incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01%, y Co: no más de 0,1%.

Ahora se describirá el método para fabricar la hoja de acero laminada en frío de la presente invención.

La hoja de acero laminada en frío de la presente invención se fabrica mediante un paso de laminación en caliente que consiste en laminar en caliente una plancha de acero que tiene la composición dentro de dichos rangos a una hoja de acero laminada en caliente, un paso de laminado en frío que consiste en laminar en frío la hoja de acero laminada en caliente a una hoja de acero laminada en frío, y un paso de paso de recocido por recristalización que consiste en el recocido por recristalización de la hoja de acero laminada en frío para formar una hoja de acero recocida laminada en frío.

Aunque la plancha de acero usada se fabrica preferiblemente por un proceso de colada continuo para evitar la macrosegregación de los constituyentes, se puede fabricar por un proceso de vaciado de lingotes o un proceso de colada continuo de chapas finas. Un proceso convencional empleado en esta realización incluye los pasos de fabricar una plancha de acero, enfriar la plancha de acero a temperatura ambiente, y recalentar la plancha. Alternativamente, se puede aplicar un proceso de ahorro de energía sin problema en la presente invención. Por ejemplo, se carga una plancha de acero caliente en un horno de recalentamiento sin enfriar a temperatura ambiente, o se lamina directamente inmediatamente después de un corto período de mantenimiento de temperatura (laminado de alimentación directa o laminado directo).

La plancha de acero que tiene dicha composición se recalienta y lamina en caliente para hacer una hoja de acero laminada en caliente. No surge ningún problema especial en cuanto a las condiciones conocidas convencionalmente puesto que tales condiciones permiten la fabricación de una hoja de acero laminada en caliente que tiene un grosor deseado en el paso de laminado en caliente. Las condiciones preferibles para laminado en caliente son las siguientes:

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Temperatura de recalentamiento de la plancha: no inferior a 900°C

La temperatura de recalentamiento de la plancha es preferiblemente lo más bajo posible con el fin de evitar defectos superficiales producidos por Cu cuando la composición contiene Cu. Sin embargo, con una temperatura de recalentamiento inferior a 900°C, la carga de laminado incrementa, aumentando así el peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente. En vista del aumento de la pérdida de incrustaciones producida por la oxidación facilitada, la temperatura de recalentamiento de la plancha es preferiblemente no superior a 1.300°C.

Desde el punto de vista de reducir la temperatura de recalentamiento de la plancha y evitar la aparición de problemas durante el laminado en caliente, es efectivo el uso del llamado calentador de llantones, que calienta un
llantón.

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Temperatura final de laminado de acabado: no menos de 700°C

A una temperatura final de acabado de laminado (FDT) no inferior a 700°C, es posible obtener una estructura uniforme de hoja madre laminada en caliente que puede dar una excelente formabilidad después del laminado en frío y recocido por recristalización. Una temperatura final de laminado de acabado de menos de 700°C da lugar a una estructura no uniforme de la hoja madre laminada en caliente y una carga de laminado más alta durante el laminado en caliente, aumentando así el peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente. Así, la FDT para el paso de laminado en caliente es preferiblemente no inferior a 700°C.

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Temperatura de enfriamiento: no más de 800°C

La temperatura de enfriamiento es preferiblemente no superior a 800°C, y más preferiblemente no menos que 200°C. Una temperatura de enfriamiento superior a 800°C tiende a producir una disminución de deformación como resultado de una mayor pérdida de incrustaciones. Con una temperatura de enfriamiento de menos de 200°C, se deteriora seriamente la forma de hoja de acero, y hay un riesgo creciente de aparición de inconvenientes en el uso práctico.

En el paso de laminado en caliente en la presente invención, como se ha descrito anteriormente, es deseable recalentar la plancha a una temperatura no inferior a 900°C, laminar en caliente la plancha recalentada a una temperatura final de acabado de laminado no inferior a 700°C, y enrollar la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura de enfriamiento no superior a 800°C y preferiblemente no inferior a 200°C.

En el paso de laminado en caliente en la presente invención, todo o parte del laminado de acabado puede ser laminado por lubricación, que reduce la carga de laminado durante el laminado en caliente. El laminado por lubricación es efectivo también desde el punto de vista de lograr una hoja de acero de forma uniforme y una calidad uniforme del material. El coeficiente de rozamiento en el laminado por lubricación está preferiblemente dentro de un rango de 0,25 a 0,10. Es deseable conectar llantones contiguos uno a otro para realizar un proceso continuo de laminado continuo. La aplicación del proceso de laminado continuo es deseable también desde el punto de vista de la estabilidad operativa de laminado en caliente.

A continuación, se realiza un paso de laminado en frío para la hoja de acero laminada en caliente. En el paso de laminado en frío, la hoja de acero laminada en caliente se lamina en frío a una hoja de acero laminada en frío. Se puede usar cualesquiera condiciones de laminado en frío a condición de que tales condiciones permitan la producción de hojas de acero laminadas en frío con dimensiones y forma deseadas, y no se impone ninguna restricción particular. La reducción del laminado en frío es preferiblemente no menos que 40%. Con una reducción de menos de 40%, apenas se produce recristalización uniforme durante el paso posterior de recristalización/recocido.

Posteriormente, la hoja de acero laminada en frío se somete al paso de recocido por recristalización para convertir la hoja en una hoja de acero recocida laminada en frío. El recocido por recristalización se realiza preferiblemente en una línea de recocido continuo. En la presente invención, el recocido por recristalización es un tratamiento por calor que incluye calentar y mantener a temperatura la hoja laminada en frío en la región de fase doble de ferrita y austenita en el rango de temperatura entre el punto de transformación A_{C1} y el punto de transformación A_{C3}, enfriar la hoja, y retener la hoja a una temperatura en el rango de 300 a 500°C durante 30 a 1.200 segundos.

La temperatura de calentamiento y mantenimiento para recocido por recristalización está preferiblemente dentro de la región de fase doble en el rango de temperatura entre el punto de transformación A_{C1} y el punto de transformación A_{C3}. La temperatura de calentamiento y mantenimiento inferior al punto de transformación A_{C1} da lugar a la formación de una sola fase de ferrita. Por otra parte, una temperatura alta superior al punto de transformación A_{C3} da lugar a engrosamiento de granos de cristal, la formación de una sola fase de austenita, y un serio deterioro de la formabilidad en prensa.

Después del tratamiento de calentamiento y mantenimiento a temperatura, la hoja se enfrió desde la temperatura de calentamiento y mantenimiento y se retuvo a una temperatura en el rango de 300 a 500°C durante 30 a 1.200 segundos. El tratamiento de calentamiento y mantenimiento a temperatura y el posterior tratamiento de mantenimiento facilita la formación de una fase de austenita retenida no inferior a 1%. Cuando la temperatura del tratamiento de retención es inferior a 300°C, se forma la estructura compuesta de ferrita y martensita. Por otra parte, un rango de temperatura superior a 500°C da lugar a una estructura compuesta de ferrita/bainita o una estructura compuesta de ferrita/perlita. En estos casos, apenas se forma la austenita retenida.

Además, un tiempo de retención de menos de 30 segundos en el rango de temperatura de 300 a 500°C no puede dar lugar a la formación de la estructura de austenita retenida. Además, el tiempo de retención superior a 1.200 segundos no puede dar lugar a la formación de la estructura de austenita retenida, pero da lugar a una estructura compuesta de ferrita/bainita. Por lo tanto, el tiempo de retención en la región de temperatura de 300 a 500°C está preferiblemente en el rango de 30 a 1.200 segundos.

Por el recocido por recristalización se forma una estructura compuesta de una fase de ferrita y una fase de austenita retenida, por lo que se puede obtener un \DeltaTS alto junto con alta ductilidad.

Después del laminado en caliente, se puede aplicar laminado de temple con una tasa de reducción de no más de 10% para ajustes y otra corrección de forma y, control de aspereza superficial.

La hoja de acero laminada en frío de la invención se puede usar como una hoja de acero para procesado y como una hoja de acero para tratamiento superficial. Los tratamientos superficiales incluyen galvanizado (incluyendo aleación), estañado y esmaltado. Después del galvanizado, la hoja de acero laminada en frío de la presente invención se puede someter a un tratamiento especial para mejorar la actividad a tratamiento químico, soldabilidad, formabilidad en prensa, y resistencia a la corrosión.

(3) Hoja de acero laminada por inmersión en caliente

Ahora se describirá la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención.

La hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención tiene una estructura compuesta incluyendo una fase primaria que consta de una fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo fase de austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3%.

Obsérvese que el término "fase de martensita templada" en la presente invención significa una fase producida calentando una martensita en varillas. Es decir, la fase de martensita templada todavía mantiene una estructura interna fina de la martensita en varillas, después del calentamiento (temple). Además, la fase de martensita templada se ablanda por calentamiento (temple), tiene mejor deformabilidad en comparación con martensita, y es efectiva para mejorar la ductilidad de la hoja de acero. Obsérvese que el término "martensita en varillas" significa martensita que consta de haces de cristales de martensita en forma de chapa larga fina, que se pueden observar con un microscopio
electrónico.

En la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención, la relación total en volumen de la fase de ferrita y la fase de martensita templada que funciona como la fase primaria es preferiblemente no menos de 50%. Con una relación total en volumen de la fase de ferrita y la fase templada de menos de 50%, es difícil asegurar alta ductilidad y disminuye la formabilidad en prensa. Cuando se requiere ductilidad mejorada adicional, la relación total en volumen de la fase de ferrita y la fase de martensita que funciona como la fase primaria es preferiblemente no menos que 80%. Al objeto de hacer pleno uso de las ventajas de la estructura compuesta, el total de la fase de ferrita y la fase de martensita templada es preferiblemente no superior a 98%. La fase de ferrita que constituye la fase primaria ocupa preferiblemente no menos que 30% por volumen de toda la estructura, y la fase de martensita templada ocupa preferiblemente no menos que 20% por volumen de toda la estructura. Con una relación en volumen de la fase de ferrita de menos de 30%, o con una relación en volumen de la fase de martensita templada de menos de 20%, la ductilidad no mejorará considerablemente.

La hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención contiene una fase de austenita retenida como una fase secundaria con una relación en volumen no inferior a 3% de toda la estructura. La fase secundaria puede ser una sola fase de austenita retenida que tiene una relación en volumen no inferior a 3%, o puede ser una mezcla de una fase de austenita retenida de una relación en volumen no inferior a 1% y una fase auxiliar (otra), por ejemplo, una fase de perlita, una fase de bainita, y/o una fase de martensita.

Ahora se describirán las razones para limitar la composición de la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención.

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C: no más de 0,20%

C es un elemento que mejora la resistencia de una hoja de acero y promueve la formación de una estructura compuesta de una fase primaria incluyendo ferrita y martensita templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida. En la presente invención, desde el punto de vista de la formación de la estructura compuesta, C está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,01%. Un contenido de C superior a 0,20% produce un aumento de contenido de carburo en el acero, dando lugar a una disminución de ductilidad, y por lo tanto una disminución de formabilidad en prensa. Un problema más serio es que un contenido de C superior a 0,20% da lugar a notable deterioro de la soldabilidad por puntos y la soldabilidad por arco. Por estas razones, en la presente invención, el contenido de C se limita a no más de 0,20%. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de C es preferiblemente no superior a 0,18%.

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Si: no más de 2,0%

Si es un elemento de refuerzo útil que mejora la resistencia de una hoja de acero sin una marcada disminución de ductilidad de la hoja de acero, y es necesario para obtener austenita retenida. Estos efectos son especialmente notables a un contenido de Si no inferior a 0,1% y por lo tanto, el contenido de Si es preferiblemente no menos que 0,1%. Sin embargo, un contenido de Si superior a 2,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y se degrada la laminabilidad. Por lo tanto, el contenido de Si se limita a no más de 2,0%.

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Mn: no más de 3,0%

Mn es un elemento útil que refuerza el acero y evita la fisuración en caliente producida por S, y por lo tanto está presente en una cantidad según el contenido de S. Estos efectos son especialmente notables a un contenido de Mn no inferior a 0,5%. Sin embargo, un contenido de Mn superior a 3,0% da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa y soldabilidad. El contenido de Mn se limita, por lo tanto, a no más de 3,0%. Más preferiblemente, el contenido de Mn no es inferior a 1,0%.

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P: no más de 0,10%

P refuerza el acero. En la presente invención, P está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,005% para asegurar la resistencia. Sin embargo, un contenido excesivo de P superior a 0,10% produce deterioro de la formabilidad en prensa. Por esta razón, en la presente invención, el contenido de P se limita a no más de 0,10%. Cuando se requiere mejor formabilidad en prensa, el contenido de P es preferiblemente no superior a 0,08%.

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S: no más de 0,02%

S es un elemento que está presente como inclusiones en una hoja de acero y produce deterioro de la ductilidad, la formabilidad, y en particular la formabilidad por rebordeado por estiramiento de la hoja de acero, y deberá ser lo más bajo posible. Un contenido de S reducido a no más de 0,02% no ejerce mucho efecto adverso y por lo tanto el contenido de S se limita a no más de 0,02% en la presente invención. Cuando se requiere excelente formabilidad por rebordeado por estiramiento, el contenido de S es preferiblemente no superior a 0,010%.

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Al: no más de 0,10%

Al es un elemento desoxidante de acero, y es útil para mejorar la limpieza de acero. Además, Al es efectivo para la formación de la austenita retenida. En la presente invención, el contenido de Al es preferiblemente no menos que 0,01%. Sin embargo, un contenido excesivo de Al superior a 0,30% no puede producir un efecto mejorado adicional a causa de la saturación del efecto, y produce deterioro de la formabilidad en prensa. El contenido de Al se limita, por lo tanto, a no más de 0,30%. La presente invención también incluye un proceso de fabricación de acero usando otros desoxidantes, por ejemplo, Ti o Si, y hojas de acero producidas por tales métodos de desoxidación también se incluyen en el alcance de la presente invención. En este caso, la adición de Ca o REM a acero fundido no deteriora de ningún modo las características de la hoja de acero de la presente invención. Naturalmente, las hojas de acero conteniendo Ca o REM quedan incluidas dentro del alcance de la presente invención.

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N: no más de 0,02%

N es un elemento que incrementa la resistencia de una hoja de acero mediante reforzamiento de solución sólida o endurecimiento por deformación plástica, y está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,001%. Un contenido de N superior a 0,02% produce un aumento del contenido de nitruro en la hoja de acero, que produce serio deterioro de la ductilidad y de la formabilidad en prensa. El contenido de N se limita, por lo tanto, a no más de 0,02%. Cuando se requiere mejora adicional de la formabilidad en prensa, el contenido de N es preferiblemente no superior a 0,01%.

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Cu: 0,5 a 3,0%

Cu es un elemento que incrementa considerablemente el endurecimiento por deformación plástica de una hoja de acero (aumento de la resistencia después de predeformación/tratamiento por calor), y es el elemento más importante en la presente invención. Con un contenido de Cu de menos de 0,5%, no se puede obtener un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa cambiando la predeformación/condiciones de tratamiento por calor. En la presente invención, por lo tanto, Cu se deberá contener en una cantidad no inferior a 0,5%. Sin embargo, con un contenido de Cu superior a 3,0% el efecto se satura, dando lugar a efectos económicos desfavorables. Además, se produce deterioro de la formabilidad en prensa, y se degrada la calidad superficial de la hoja de acero. El contenido de Cu se limita, por lo tanto, dentro del rango de 0,5 a 3,0%. Con el fin de lograr simultáneamente un \DeltaTS más alto y excelente formabilidad en prensa, el contenido de Cu está preferiblemente dentro del rango de 1,0 a 2,5%.

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En la presente invención, es preferible que la composición conteniendo Cu contenga además, en porcentaje en peso, al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%;

Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total; y

Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total.

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Grupo A: Ni: no más de 2,0%

Grupo A: Ni es un elemento efectivo para evitar defectos superficiales producidos por el Cu contenido en la hoja de acero, y puede estar presente según sea preciso. El contenido de Ni depende del contenido de Cu, y es preferiblemente aproximadamente la mitad del contenido de Cu, más específicamente, dentro del rango de aproximadamente 30 a aproximadamente 80% del contenido de Cu. Un contenido de Ni superior a 2,0% no puede producir mejora adicional del efecto a causa de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y produce deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el contenido de Ni se limita preferiblemente a no más de 2,0%.

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Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total

Grupo B: Cr y Mo refuerzan la hoja de acero, como Mn, y se pueden contener según sea preciso. Sin embargo, si al menos uno de Cr y Mo está presente en una cantidad superior a 2,0% en total, se deteriora la formabilidad en prensa. El contenido total de Cr y Mo se limita preferiblemente a no más de 2,0%. Desde el punto de vista de la formabilidad en prensa, un contenido de Cr es preferiblemente no menos que 0,1%, y un contenido de Mo es preferiblemente no menos que 0,1%.

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Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total

Grupo C: Nb, Ti, y V son elementos formadores de carburo y aumentan la resistencia por dispersión fina de carburos, y se pueden seleccionar y contener según sea preciso. Sin embargo, si el contenido total de al menos uno de Nb, Ti, y V excede de 0,2%, se deteriora la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti y V se limita preferiblemente a no más de 0,2%. Dicho efecto se puede lograr a un contenido de Nb no inferior a 0,01%, a un contenido de Ti no inferior a 0,01%, y a un contenido de V no inferior a 0,01%.

En la presente invención, en lugar de Cu, al menos uno seleccionado del grupo que consta de Mo: 0,05 a 2,0%, Cr: 0,05 a 2,0%, Cr, y W: 0,05 a 2,0% puede estar presente en una cantidad no superior a 2,0% en total.

En la presente invención, Mo, Cr, y W, así como Cu, son los elementos más importantes, que aumentan considerablemente el endurecimiento por deformación plástica (aumento de la resistencia después de predeformación/tratamien-
to por calor) de la hoja de acero. Cuando una hoja de acero conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W, y que tiene una estructura compuesta incluyendo una fase primaria de una fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3% se somete a predeformación (predeformación) no inferior a 5% y un tratamiento a baja temperatura por calor (tratamiento por calor), la austenita retenida se transforma en martensita por transformación inducida por deformación. Posteriormente, la formación de precipitación de carburos finos inducida por la deformación a baja temperatura tiene lugar en la martensita, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con un contenido de cada uno de estos elementos de menos de 0,05%, el cambio de la estructura de la hoja de acero y las condiciones de predeformación/tratamiento por calor no produce un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Por lo tanto, en la presente invención, cada uno de Mo, Cr, y W está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,05%. Si el contenido de cada uno de Mo, Cr, y W excede de 2,0%, no cabe esperar un efecto mejorado adicional correspondiente al contenido como resultado de la saturación del efecto, lo que da lugar a desventajas económicas, y esto da lugar a deterioro de la formabilidad en prensa. Por estas razones, el contenido de cada uno de Mo, Cr, y W se limita preferiblemente dentro del rango de 0,05 a 2,0%, y su contenido total se limita preferiblemente a no más de 2,0%.

Dicha composición conteniendo al menos uno de Mo, Cr, y W preferiblemente contiene además al menos uno de Nb, Ti, y V en una cantidad no superior a 2,0% en total.

Al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad total no superior a 2,0%

Nb, Ti, y V son elementos formadores de carburo y se pueden seleccionar y contener según sea preciso, cuando se añade al menos uno de Mo, Cr, y W. Sin embargo, un contenido total de Nb, Ti, y V superior a 2,0% produce deterioro de la formabilidad en prensa. Así, el contenido total de Nb, Ti, y V se limita preferiblemente a no más de 2,0%. Se añade al menos uno de Mo, Cr, y W, se añaden al menos uno de Nb, Ti, y V, y la estructura se transforma en una estructura compuesta de una fase primaria incluyendo una fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida. Esto forma carburos compuestos finos en martensita formada por transformación inducida por deformación durante la predeformación/tratamiento por calor, y tiene lugar precipitación de finos inducida por deformación a baja temperatura, dando lugar a un aumento de resistencia a la tracción \DeltaTS no inferior a 80 MPa. Con el fin de obtener este efecto, Nb, Ti, y V está presente preferiblemente en una cantidad no inferior a 0,01% para Nb, en una cantidad no inferior a 0,01% para Ti y en una cantidad no inferior a 0,01% para V, y al menos uno de Nb, Ti, y V se pueden seleccionar y contener según sea preciso.

Aunque no se impone ninguna restricción particular, aparte de dichos constituyentes, la composición puede contener B: no más de 0,1%, Ca: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,1%, y REM: no más de 0,1% sin ningún problema.

Ahora se describirá el método para fabricar la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de la presente invención.

La hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente se fabrica preferiblemente mediante un paso de termotratamiento primario que consiste en calentar una hoja de acero que tiene dicha composición a una temperatura no inferior al punto de transformación AC1 y enfriar rápidamente la hoja de acero, un paso de termotratamiento secundario que consiste en calentar la hoja de acero a una temperatura de fase doble de ferrita/austenita dentro del rango de punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3} en una línea continua de galvanización por inmersión en caliente, y un paso de galvanización por inmersión en caliente que consiste en formar una capa galvanizante de inmersión en caliente en cada superficie de la hoja de acero.

En este proceso se puede usar preferiblemente una hoja de acero laminada en caliente o una hoja de acero laminada en frío. Ahora se describirá un método de fabricación preferido de la hoja de acero usada, aunque el método no se limita a él en la presente invención.

Se describirá un método adecuado para fabricar la hoja de acero laminada en caliente usada como un sustrato galvanizado.

Un material (plancha de acero) usado se fabrica preferiblemente por un proceso de colada continuo para evitar la macrosegregación de los constituyentes, pero se puede fabricar por un proceso de vaciado de lingotes o un proceso de colada de plancha fina. Un proceso convencional empleado en esta realización incluye los pasos de fabricar una plancha de acero, enfriar la plancha de acero a temperatura ambiente, y recalentar la plancha. Alternativamente, se puede aplicar un proceso de ahorro de energía sin problema. Como el proceso de ahorro de energía son aplicables, por ejemplo, un proceso de laminado directo de carga caliente que consiste en cargar la plancha de acero caliente a un horno de recalentamiento sin enfriarla, y un proceso de laminado directo que consiste en laminar inmediatamente después de un tiempo corto de mantenimiento de temperatura.

El material (plancha de acero) se calienta primero y somete a un paso de laminado en caliente para formar una hoja de acero laminada en caliente. Se puede emplear sin problema condiciones conocidas de laminado en caliente a condición de que se forme una hoja de acero laminada en caliente que tenga un grosor deseado. Las condiciones preferibles para laminado en caliente son las siguientes:

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Temperatura de recalentamiento de la plancha: no inferior a 900°C

En el caso de una plancha de acero conteniendo Cu, la temperatura de calentamiento de la plancha es preferiblemente lo más baja posible para evitar defectos superficiales producidos por Cu. Sin embargo, una temperatura de calentamiento inferior a 900°C produce un aumento de la carga de laminado, aumentando así el peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente. Considerando el aumento de la pérdida de incrustaciones producida por oxidación acelerada, la temperatura de calentamiento de la plancha es preferiblemente no superior a 1.300°C. Desde el punto de vista de disminuir la temperatura de calentamiento de la plancha y evitar la aparición de problemas durante el laminado en caliente, es efectivo el uso del llamado calentador de llantones, que calienta un llantón.

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Temperatura final de laminado de acabado: no inferior a 700°C

A una temperatura final de acabado de laminado FDT no inferior a 700°C es posible obtener una estructura uniforme de hoja madre laminada en caliente que puede dar una excelente formabilidad después del laminado en frío y recocido por recristalización. Una temperatura final de laminado de acabado FDT de menos de 700°C da lugar a una estructura no uniforme de la hoja madre laminada en caliente y una carga de laminado más alta durante el laminado en caliente, aumentando así el peligro de aparición de problemas durante el laminado en caliente. Así, la FDT para el paso de laminado en caliente es preferiblemente no inferior a 700°C.

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Temperatura de enfriamiento: no superior a 800°C

La temperatura de enfriamiento CT es preferiblemente no superior a 800°C, y más preferiblemente no inferior a 200°C. La CT superior a 800°C tiende a producir una disminución del rendimiento como resultado de una mayor pérdida de incrustaciones. Con una CT de menos de 200°C, se deteriora seriamente la forma de hoja de acero, y hay un riesgo creciente de aparición de inconvenientes en el uso práctico.

La hoja de acero laminada en caliente adecuadamente aplicable en la presente invención se prepara preferiblemente calentando la plancha a no menos de 900°C, laminando en caliente la plancha calentada a una temperatura final de acabado de laminado no inferior a 700°C, y enfriando la hoja laminada en caliente a una temperatura de enfriamiento no inferior a 800°C, y preferiblemente no inferior a 200°C.

En dicho paso de laminado en caliente, todo o parte del laminado de acabado puede ser laminado por lubricación, que reduce la carga de laminado durante el laminado en caliente. El laminado por lubricación es efectivo también desde el punto de vista de lograr una hoja de acero de forma uniforme y una calidad uniforme del material. El coeficiente de rozamiento en el laminado por lubricación está preferiblemente dentro del rango de 0,25 a 0,10. Es deseable conectar llantones contiguos entre sí para realizar un proceso continuo de laminado continuo. La aplicación del proceso de laminado continuo es deseable también desde el punto de vista de estabilidad operativa de laminado en caliente.

La hoja laminada en caliente con incrustaciones puede ser recocida para formar una capa de óxido interna en la superficie de la hoja de acero. La capa de óxido interna, que evita la concentración de Si, Mn, y P en la superficie, mejora la capacidad de galvanización por inmersión en caliente.

La hoja laminada en caliente fabricada por dicho método puede ser usada como una hoja original para chapado. Alternativamente, la hoja laminada en caliente puede ser laminada en frío para formar una hoja laminada en frío usada como una hoja original para chapado.

En el paso de laminado en frío, se puede usar cualquier condición de laminado en frío sin restricción especial a condición de que tal condición permita la producción de hojas de acero laminadas en frío con las dimensiones y formas deseadas. La reducción del laminado en frío es preferiblemente no inferior a 40%. Una reducción de menos de 40% inhibe la recristalización uniforme durante el posterior tratamiento primario por calor.

En la presente invención, dicha hoja de acero (hoja laminada en caliente o hoja laminada en frío) se somete a un paso de termotratamiento primario incluyendo calentar a una temperatura no inferior al punto de transformación A_{C1} y enfriamiento rápido.

Al calentar en el tratamiento primario por calor, la hoja de acero se mantiene preferiblemente a una temperatura no inferior al punto de transformación A_{C1}, más preferiblemente no inferior a (punto de transformación A_{C3} - 50°C), y muy preferiblemente no inferior al punto de transformación A_{C3}. Después del calentamiento, la hoja de acero se enfría preferiblemente rápidamente a una temperatura no superior al punto Ms a una tasa de enfriamiento no inferior a 10°C/segundo. Durante el paso de termotratamiento primario, se produce martensita en varillas en la hoja de acero. En la presente invención, el punto más importante es formar martensita en varillas durante el paso de termotratamiento primario. A no ser que se forme la martensita en varillas en la hoja de acero, es difícil formar una fase secundaria conteniendo austenita retenida en los pasos posteriores.

Cuando una hoja de acero laminada en caliente, sometida a laminado en caliente final a una temperatura no inferior a (punto de transformación A_{r3} - 50°C), se usa como una hoja original para chapado, el paso de termotratamiento primario puede ser sustituido por enfriar rápidamente la hoja de acero a una temperatura no inferior al punto Ms a una tasa de enfriamiento no inferior a 10°C/segundo durante el enfriamiento después del laminado en caliente final.

Entonces, la hoja de acero conteniendo martensita en varillas formada durante el tratamiento primario por calor antes descrito se somete a un paso de termotratamiento secundario para calentar y mantener a una temperatura en el rango de punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3} en una línea continua de galvanización por inmersión en caliente. Durante el paso de termotratamiento secundario, la martensita en varillas formada durante el paso de termotratamiento primario se cambia a martensita templada, y una parte de la estructura se transforma en austenita para formación de austenita retenida.

Una temperatura de calentamiento y mantenimiento inferior al punto de transformación A_{C1} en el paso de termotratamiento secundario no puede formar austenita retenida. Una temperatura de calentamiento y mantenimiento superior al punto de transformación A_{C3} produce retransformación de toda la estructura de la hoja de acero a austenita, por lo que desaparece la martensita templada. Por estas razones, la temperatura de calentamiento y mantenimiento en el trata-
miento secundario por calor está dentro del rango del punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3}.

Entonces, la hoja de acero calentada y mantenida a una temperatura en el rango del punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3} en el segundo paso de tratamiento por calor se enfría preferiblemente a una temperatura no superior a 500°C a una tasa de enfriamiento de 5°C/segundo o más, desde el punto de vista de formar austenita retenida. Esto puede lograr una estructura compuesta de una fase primaria conteniendo una fase de ferrita y una fase de martensita templada y una fase secundaria conteniendo austenita retenida en la hoja de acero.

La hoja de acero después del tratamiento secundario por calor se somete posteriormente a un paso de tratamiento de galvanización por inmersión en caliente en una línea continua de galvanización por inmersión en caliente.

El tratamiento de galvanización por inmersión en caliente se puede realizar en condiciones de tratamiento (temperatura del baño de galvanizado: 450 a 500°C) usadas en un línea continua usual de galvanización por inmersión en caliente sin restricción especial. Dado que el galvanizado a una temperatura excesivamente alta da lugar a pobre laminabilidad, el galvanizado se realiza preferiblemente a una temperatura no superior a 500°C. El galvanizado a una temperatura inferior a 450°C produce deterioro de laminabilidad. Desde el punto de vista de formar martensita, la tasa de enfriamiento de la temperatura de galvanización por inmersión en caliente a 300°C es preferiblemente no inferior a 5°C/segundo.

Al objeto de ajustar el peso galvanizado según sea preciso después de galvanizado, se puede realizar lavado.

Después del tratamiento de galvanización por inmersión en caliente se puede aplicar un tratamiento de aleación de una capa galvanizante. El tratamiento de aleación se realiza preferiblemente recalentando la hoja chapada a una temperatura en el rango de 450 a 500°C después del tratamiento de galvanización por inmersión en caliente. A una temperatura de tratamiento de aleación inferior a 450°C, la aleación se decelera, dando lugar a baja productividad. Por otra parte, una temperatura de tratamiento de aleación superior a 550°C produce deterioro de laminabilidad, hace difícil asegurar la cantidad requerida de austenita retenida, y disminuye la ductilidad de la hoja de acero.

Después del tratamiento de aleación, la hoja se enfría preferiblemente a 300°C a una tasa de enfriamiento no inferior a 5°C/segundo. Una tasa de enfriamiento sumamente baja después del tratamiento de aleación hace difícil formar la cantidad requerida de austenita retenida.

En la presente invención, el tratamiento de decapado para quitar una capa superficial concentrada de los constituyentes formados en la superficie de la hoja de acero durante el paso de termotratamiento primario se realiza preferiblemente entre el paso de termotratamiento primario y el paso de galvanización por inmersión en caliente, para la mejora de laminabilidad. Por el tratamiento primario por calor, P y óxidos de Si, Mn, Cr, etc, se concentran en la superficie de acero formando una capa superficial concentrada. Para mejorar laminabilidad conviene quitar esta capa superficial concentrada mediante decapado y realizar posteriormente recocido en una atmósfera reductora en la línea continua de galvanización por inmersión en caliente.

Después de la galvanización por inmersión en caliente o el paso de tratamiento de aleación, se puede aplicar un paso de laminado de temple con una reducción de no más de 10% para ajustes tal como corrección de forma y ajuste de la aspereza superficial.

A la hoja de acero de la presente invención se le puede aplicar cualquier tratamiento especial después de la galvanización por inmersión en caliente, para mejorar la capacidad de tratamiento químico, la soldabilidad, la formabilidad en prensa, y la resistencia a la corrosión.

Ejemplos

Ejemplo 1

Se hicieron aceros fundidos de las composiciones expuestas en la tabla 1 en un convertidor y colaron a planchas de acero por un proceso de colada continuo. Cada una de estas planchas de acero se recalentó y laminó en caliente en las condiciones expuestas en la tabla 2 a un fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) de un grosor de 2,0 mm. La hoja laminada en caliente se laminó por temple a una reducción de 1,0%.

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(Tabla pasa a página siguiente)

1

2

Se determinaron la microstructura, propiedades de tracción, templabilidad por deformación plástica, y propiedad de expansión de agujeros del fleje de acero laminado en caliente resultante (hoja de acero laminada en caliente). La formabilidad en prensa se evaluó en términos de elongación El (ductilidad), equilibrio TS x El y relación de expansión de agujeros \lambda. Los métodos de prueba fueron los siguientes.

(1) Microstructura

Se muestreó una pieza de prueba de cada hoja laminada en caliente resultante, y se observó la microstructura de la sección transversal (sección C) perpendicular a la dirección de laminación de la hoja de acero con un microscopio óptico y un microscopio electrónico de exploración. Las relaciones de volumen de la fase de ferrita, la fase de bainita, y la fase de martensita en la hoja de acero se determinaron con un analizador de imágenes usando una fotografía de la estructura en sección transversal a una ampliación de 1.000. Las relaciones de volumen de la fase de austenita retenida se determinaron puliendo la hoja de acero al plano central en la dirección del grosor, y midiendo las intensidades de rayos X de difracción en el plano central. Se usaron rayos \alpha Mo como rayos X incidentes, se determinaron las relaciones de las intensidades de los rayos X de difracción de los planos {200}, {220} y {311} de la fase de austenita retenida a las intensidades de los rayos X de difracción de los planos {110}, {200} y {211} de la fase de ferrita, respectivamente, y la relación en volumen de la austenita retenida se determinó a partir de la media de estas relaciones.

(2) Propiedades de tracción

Se muestrearon piezas de pruebas de tracción JIS número 5 de las hojas laminadas en caliente resultantes, y se realizó una prueba de tracción según JIS Z 2241 para determinar el límite de fluencia YS, la resistencia a la tracción TS, y la elongación El.

(3) Templabilidad por deformación plástica

Se muestrearon piezas de prueba JIS número 5 en la dirección de laminación de las hojas de acero laminadas en caliente resultantes. Se aplicó una deformación plástica de 5% como una predeformación (predeformación por tracción). Después de un tratamiento por calor a 250°C durante 20 minutos, se realizó una prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción (tensión de fluencia YS_{TH} y resistencia a la tracción TS_{HT}) y a calcular \DeltaYS = YS_{TH} - YS, y \DeltaTS = TS_{HT} - TS, donde YS_{TH} y TS_{HT} eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción después de la predeformación/tratamiento por calor, y YS y TS eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción de las hojas de acero laminadas en caliente.

(4) Propiedad de expansión de agujeros

Se formó un agujero punzonando una pieza de prueba muestreada de la hoja laminada en caliente resultante según la Norma de la Federación Japonesa del Hierro y del Acero (JFS T 1001-1996) con un punzón de 10 mm de diámetro. Posteriormente, el agujero se expandió con un punzón cónico que tenía un ángulo vertical de 60° de modo que se produjesen rebabas por fuera hasta fisuras que pasasen a través de la forma de grosor, determinando por ello la relación de expansión de agujeros \lambda. La relación de expansión de agujeros \lambda se calculó con la fórmula: \lambda (%) = {(d - d_{0})/d_{0}} x 100, donde d_{0} es diámetro inicial del agujero (diámetro del punzón), y d es diámetro del agujero interior a la aparición de fisuras.

Los resultados se exponen en la tabla 3.

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(Tabla pasa a página siguiente)

3

Todos los ejemplos según la presente invención muestran una alta elongación El, un alto equilibrio de resistencia/ductilidad (TS x El), y una alta relación de expansión de agujeros \lambda, que sugieren excelente formabilidad por rebordeado por estiramiento. Además, todos los ejemplos según la presente invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que estas muestras tenían excelente templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la presente invención sugieren que las muestras tienen una elongación El baja, una pequeña relación de expansión de agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.

Ejemplo 2

Se hicieron aceros fundidos de las composiciones expuestas en la tabla 4 en un convertidor y colaron a planchas de acero por un proceso de colada continuo. Cada una de estas planchas de acero se recalentó y laminó en caliente en las condiciones expuestas en la tabla 5 a un fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) que tenía un grosor de 2,0 mm. El fleje de acero laminado en caliente se templó-laminó a una reducción de 1,0%.

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(Tabla pasa a página siguiente)

4

5

Se determinaron la microstructura, las propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica, y la relación de expansión de agujeros del fleje de acero laminado en caliente resultante (hoja de acero laminada en caliente) como en el ejemplo 1. La formabilidad en prensa se evaluó en términos de elongación El (ductilidad), equilibrio TS x El y la relación de expansión de agujeros \lambda.

Los resultados obtenidos se exponen en la tabla 6.

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(Tabla pasa a página siguiente)

6

Todos los ejemplos según la presente invención mostraron una alta elongación El, un alto equilibrio de resistencia-ductilidad (TS x El) con excelente formabilidad en prensa, y mostraron además un \DeltaTS muy grande, que sugiere que estas muestras tenían excelente templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la presente invención sugieren que las muestras tenían una elongación baja El, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.

Ejemplo 3

Se hicieron aceros fundidos de la composición expuesta en la tabla 7 en un convertidor y colaron a planchas de acero por un proceso de colada continuo. Posteriormente, cada una de estas planchas de acero se recalentó a 1.250°C y laminó en caliente en un paso de laminado en caliente a una temperatura final de acabado de laminado de 900°C y una temperatura de enfriamiento de 600°C a un fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) que tenía un grosor de 4,0 mm. Posteriormente, el fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) se sometió a un paso de laminado en frío consistente en el decapado y laminado en frío a un fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) de un grosor de 1,2 mm. A continuación, el fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) se sometió al paso de recocido por recristalización incluyendo tratamiento de calentamiento y mantenimiento a temperatura y un tratamiento de retención posterior en las condiciones expuestas en la tabla 8 en la línea de recocido continuo para obtener hoja recocida laminada en frío. El fleje de acero resultante (hoja recocida laminada en frío) se templó-laminó más a una reducción de 0,8%.

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(Tabla pasa a página siguiente)

7

8

Se muestreó una pieza de prueba del fleje de acero resultante, y se investigaron la microstructura, propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica, y la propiedad de expansión de agujeros, como en el ejemplo 1. La formabilidad en prensa se evaluó en términos de la elongación El (ductilidad), equilibrio de resistencia-elongación TS x El, y la relación de expansión de agujeros, como en el ejemplo 1.

(1) Microstructura

Se muestreó una pieza de prueba de cada hoja de acero resultante, y se observó la microstructura de la sección transversal (sección L) en la dirección de laminación de la hoja de acero con un microscopio óptico y un microscopio electrónico de exploración. Las relaciones de volumen de las fases de ferrita, bainita, y martensita en la hoja de acero se determinaron, como en el ejemplo 1, por análisis de imágenes usando una fotografía de la estructura en sección transversal a una ampliación de 1.000. La cantidad de la austenita retenida se determinó, como en el ejemplo 1, puliendo la hoja de acero al plano central en la dirección del grosor y midiendo las intensidades de rayos X de difracción en el plano central. Los rayos X incidente, los planos de la fase de ferrita, y los planos de austenita retenida usados eran los mismos que los del ejemplo 1.

(2) Propiedades de tracción

Se muestrearon piezas de pruebas de tracción JIS número 5 de los flejes de acero resultantes en la dirección perpendicular a la dirección de laminación, y se realizó una prueba de tracción, como en el ejemplo 1, según JIS Z 2241 para determinar el límite de fluencia YS, la resistencia a la tracción TS, y la elongación El.

(3) Templabilidad por deformación plástica

Se muestrearon piezas de prueba JIS número 5 en la dirección perpendicular a la dirección de laminación de los flejes de acero resultantes (hojas recocidas laminadas en frío). Se aplicó una deformación plástica de 5% como una predeformación (predeformación por tracción), como en el ejemplo 1. Después de un tratamiento por calor en 250°C durante 20 minutos, se realizó una prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción (tensión de fluencia YS_{HT}, y resistencia a la tracción TS_{HT}) y a calcular \DeltaYS = YS_{HT} - YS, y \DeltaTS = TS_{HT} - TS, donde YS_{HT} y TS_{HT} eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción después de la predeformación-tratamiento por calor, y YS y TS eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción de los flejes de acero (hojas recocidas laminadas en frío).

(4) Propiedad de expansión de agujeros

Se formó un agujero punzonando una pieza de prueba muestreada del fleje de acero resultante según la Norma de la Federación Japonesa del Hierro y del Acero JFS T 1001-1996 con un punzón que tenía un diámetro de 10 mm. Posteriormente, el agujero se expandió con un punzón cónico que tenía un ángulo vertical de 60° de modo se produjesen rebabas por fuera hasta que las fisuras pasasen a través del grosor formar, determinando por ello la relación de expansión de agujeros \lambda, como en el ejemplo 1.

Los resultados se exponen en la tabla 9.

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(Tabla pasa a página siguiente)

9

Todos los ejemplos según la presente invención son hojas de acero laminadas en frío que tienen una alta elongación El, un alto equilibrio de resistencia-elongación TS x El, una alta relación de expansión de agujeros \lambda, y excelente formabilidad en prensa incluyendo formabilidad por rebordeado por estiramiento. Además, los ejemplos según la presente invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las muestras tienen excelente templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la presente invención sugieren que las muestras tienen una elongación baja El, un TS x El bajo, una pequeña relación de expansión de agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.

Ejemplo 4

Se hicieron aceros fundidos que tenían las composiciones expuestas en la tabla 10 en un convertidor y colaron a planchas de acero por un proceso de colada continuo. Cada una de estas planchas de acero se recalentó a 1.250°C y laminó en caliente por un paso de laminado en caliente con una temperatura final de laminado de acabado de 900°C y una temperatura de enfriamiento de 600°C a un fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) que tenía un grosor de 4,0 mm. Posteriormente, el fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) se sometió a un paso de laminado en frío consistente en decapar y laminar en frío a un fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) que tenía un grosor de 1,2 mm. A continuación, el fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) se sometió a paso de recocido por recristalización incluyendo un tratamiento de calentamiento y mantenimiento a temperatura y un tratamiento de retención posterior en las condiciones expuestas en la tabla 11 en una línea de recocido continuo para obtener hoja recocida laminada en frío. El fleje de acero resultante (hoja recocida laminada en frío) se templó-laminó más a una reducción de 0,8%.

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(Tabla pasa a página siguiente)

10

11

Se muestreó una pieza de prueba del fleje de acero resultante, y se investigaron la microstructura, las propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica, y la propiedad de expansión de agujeros, como en el ejemplo 3.

Los resultados se exponen en la tabla 12.

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(Tabla pasa a página siguiente)

12

Todos los ejemplos según la presente invención muestran una alta elongación El, un alto equilibrio de resistencia-ductilidad TS x El, y una alta relación de expansión de agujeros \lambda, que sugiere que las muestras tienen excelente formabilidad en prensa incluyendo formabilidad por rebordeado por estiramiento. Además, los ejemplos según la presente invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las muestras tienen excelente templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la presente invención sugieren que las muestras tienen una elongación baja El, un TS x El bajo, una pequeña relación de expansión de agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.

Ejemplo 5

Se hicieron aceros fundidos de las composiciones expuestas en la tabla 13 en un convertidor y colaron a planchas de acero por un proceso de colada continuo. Estas planchas se laminaron en caliente en las condiciones expuestas en la tabla 14 a flejes de acero laminados en caliente (hojas laminadas en caliente).

Después del decapado, cada de estos flejes de acero laminados en caliente (hojas laminadas en caliente) se sometió a un paso de termotratamiento primario en una línea de recocido continuo (CAL) en las condiciones expuestas en la tabla 14 y un paso de termotratamiento secundario en una línea continua de galvanización por inmersión en caliente (CGL) en las condiciones expuestas en la tabla 14. Posteriormente, la hoja se sometió a un paso de tratamiento de galvanización por inmersión en caliente de realizar una galvanización por inmersión en caliente que forma una capa galvanizante de inmersión en caliente en las superficies de la hoja de acero. Posteriormente, se aplicó un paso de tratamiento de aleación consistente en alear la capa galvanizante de inmersión en caliente en las condiciones expuestas en la tabla 14. Algunas hojas de acero se dejaron galvanizadas por inmersión en caliente.

Después de decapado adicional, el fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) obtenido por dicho laminado en caliente se sometió a un paso de laminado en frío en las condiciones expuestas en la tabla 14 a un fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío). Posteriormente, el fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) se sometió a un paso de termotratamiento primario en una línea de recocido continuo (CAL) en las condiciones expuestas en la tabla 14. Después de un paso de termotratamiento secundario en la línea continua de galvanización por inmersión en caliente (CGL) en las condiciones expuestas en la tabla 14, se realizó un paso de tratamiento de galvanización por inmersión en caliente. Posteriormente, se realizó un paso de tratamiento de aleación en las condiciones expuestas en la tabla 14. Algunas hojas de acero se dejaron galvanizadas por inmersión en caliente.

Antes del paso de termotratamiento secundario en la línea continua de galvanización por inmersión en caliente (CGL), algunas hojas de acero después del paso de termotratamiento primario se sometieron a un tratamiento de decapado expuesto en la tabla 14. El tratamiento de decapado se realizó en un baño de decapado en el lado de entrada del CGL.

La temperatura del baño de galvanizado estaba dentro del rango de 460 a 480°C, y la temperatura de la hoja de acero a sumergir estaba dentro del rango de la temperatura del baño de galvanizado a (temperatura del baño + 10°C). En el tratamiento de aleación, la hoja se recalentó dentro del rango de temperatura de 480 a 540°C, y mantuvo a la temperatura durante 15 a 28 segundos. La tasa de enfriamiento después del tratamiento de aleación era 10°C/segundo. La hoja de acero chapada se templó-laminó más a una reducción de 1,0%.

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(Tabla pasa a página siguiente)

13

14

Se determinaron la microstructura, las propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica, y la relación de expansión de agujeros de la hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente (fleje de acero) obtenida a través de dichos pasos, como en el ejemplo 1. La formabilidad en prensa se evaluó en términos de elongación El (ductilidad), y relación de expansión de agujeros.

(1) Microstructura

La microstructura de la sección transversal (sección L) en la dirección de laminación de la hoja de acero se observó con un microscopio óptico y un microscopio electrónico de exploración. Las relaciones de volumen de la fase de ferrita, fase de martensita en varillas, fase de martensita templada, y fase de martensita se determinaron, como en el ejemplo 1, por análisis de imágenes usando una fotografía de estructura en sección transversal a una ampliación de 1.000. La cantidad de austenita retenida se determinó, como en el ejemplo 1, puliendo la hoja de acero al plano central en la dirección del grosor y midiendo las intensidades de rayos X de difracción en el plano central. El rayo X incidente, los planos de la fase de ferrita, y los planos de austenita retenida usados eran los mismos que los del ejemplo 1.

(2) Propiedades de tracción

Se muestrearon piezas de pruebas de tracción JIS número 5 de los flejes de acero resultantes en la dirección perpendicular a la dirección de laminación, y se realizó una prueba de tracción según JIS Z 2241 para determinar el límite de fluencia YS, la resistencia a la tracción TS, y la elongación El, como en el ejemplo 1.

(3) Templabilidad por deformación plástica

Se muestrearon piezas de prueba JIS número 5 de los flejes de acero resultantes en la dirección perpendicular a la dirección de laminación, y se aplicó una deformación plástica de 5% como una predeformación (predeformación por tracción), como en el ejemplo 1. Después de un tratamiento por calor en 250°C durante 20 minutos, se realizó una prueba de tracción para determinar las propiedades de tracción (tensión de fluencia YS_{TH}, y resistencia a la tracción TS_{HT}) y calcular \DeltaYS = YS_{TH} - YS, y \DeltaTS = TS_{HT} - TS, donde YS_{TH} y TS_{HT} eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción después de la predeformación-tratamiento por calor, y YS y TS eran la tensión de fluencia y la resistencia a la tracción de los flejes de acero.

(4) Relación de expansión de agujeros

Se formó un agujero punzonando una pieza de prueba muestreada del fleje de acero resultante según la Norma de la Federación Japonesa del Hierro y del Acero JFS T 1001-1996 con un punzón que tenía un diámetro de 10 mm. Posteriormente, el agujero se expandió con un punzón cónico que tenía un ángulo vertical de 60°C de modo que se produjesen rebabas por fuera hasta que las fisuras pasasen a través de la forma de grosor, determinando por ello la relación de expansión de agujeros \lambda, como en el ejemplo 1.

Los resultados se exponen en la tabla 15.

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(Tabla pasa a página siguiente)

15

Todos los ejemplos según la presente invención muestran una alta elongación El y una alta relación de expansión de agujeros \lambda, que sugiere que las muestras son hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente que tienen una excelente formabilidad por rebordeado por estiramiento. Además, los ejemplos según la presente invención mostraron un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las muestras son hojas de acero que tienen excelente templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la invención sugieren que las muestras son hojas de acero que tienen una elongación baja El, una pequeña relación de expansión de agujeros \lambda, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.

Ejemplo 6

Se hicieron aceros fundidos que tenían las composiciones expuestas en la tabla 16 en un convertidor y colaron a planchas de acero por un proceso de colada continuo. Cada una de estas planchas de acero se recalentó a 1.250°C y laminó en caliente por un paso de laminado en caliente con una temperatura final de laminado de acabado de 900°C y una temperatura de enfriamiento de 600°C a fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) que tenía un grosor de 4,0 mm. Posteriormente, el fleje de acero laminado en caliente (hoja laminada en caliente) se sometió a un paso de laminado en frío consistente en decapar y laminar en frío a fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) que tenía un grosor de 1,2 mm. Posteriormente, el fleje de acero laminado en frío (hoja laminada en frío) se sometió a un paso de termotratamiento primario en una línea de recocido continuo (CAL) en las condiciones expuestas en la tabla 17. Posteriormente, la hoja se sometió a un paso de termotratamiento secundario en una línea continua de galvanización por inmersión en caliente (CGL) en las condiciones expuestas en la tabla 17 y después se sometió a un paso de tratamiento de galvanización por inmersión en caliente para formar una capa galvanizante de inmersión en caliente en las superficies de la hoja de acero. Además, se aplicó un paso de tratamiento de aleación en las condiciones expuestas en la figura 17. La tasa de enfriamiento después del tratamiento de aleación era 10°C/segundo. Algunos flejes de acero (hojas de acero) se dejaron como galvanizados por inmersión en caliente.

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(Tabla pasa a página siguiente)

16

17

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Se muestreó una pieza del fleje de acero galvanizado por inmersión en caliente resultante, y se investigaron la microstructura, las propiedades de tracción, la templabilidad por deformación plástica, y la propiedad de expansión de agujeros, como en el ejemplo 5.

Los resultados se exponen en la tabla 18.

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(Tabla pasa a página siguiente)

18

Todos los ejemplos según la presente invención muestran una alta elongación El y una alta relación de expansión de agujeros \lambda, que sugiere que los ejemplos son hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente que tienen excelente formabilidad en prensa. Además, todos los ejemplos según la presente invención muestran un \DeltaTS muy grande, que sugiere que las muestras son hojas de acero que tienen excelente templabilidad por deformación plástica. En contraposición, los ejemplos comparativos fuera del alcance de la invención sugieren que las muestras son hojas de acero que tienen una elongación baja El, una \lambda baja, un \DeltaTS baja, y menor formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica.

Según la presente invención, es posible fabricar establemente hojas de acero (hojas de acero laminadas en caliente, hojas de acero laminadas en frío y hojas de acero galvanizadas de inmersión en caliente) en las que la resistencia a la tracción se incrementa considerablemente mediante un tratamiento por calor aplicado después de la formación en prensa manteniendo al mismo tiempo excelente formabilidad en prensa, que produce efectos notables desde el punto de vista industrial. Al aplicar una hoja de acero de la presente invención a piezas de automóviles, se obtienen las ventajas de fácil formación en prensa, propiedades altas y estables de las piezas después de la terminación, y suficiente contribución a la reducción de peso de la carrocería de automóvil.

Claims

1. Una hoja de acero de alta ductilidad de excelente formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica representada por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa, incluyendo una estructura compuesta conteniendo una fase primaria conteniendo una fase de ferrita y fase secundaria conteniendo una fase de austenita retenida a una relación en volumen no inferior a 3%, donde dicha hoja de acero tiene una composición incluyendo, en porcentaje en peso:

C: No más de 0,20%;

Si: 1,0 a 3,0%:

Mn: no más de 3,0%;

P: No más de 0,10%;

S: No más de 0,02%;

Al: No más de 0,30%;

N: No más de 0,02%; y

además

Cu: 0,5 a 3,0%; y opcionalmente al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%;

Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total; y

Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total;

o

al menos uno de:

Mo: 0,05 a 2,0%:

Cr: 0,05 a 2,0%: y

W: 0,05 a 2,0%,

no más de 2,0% en total; opcionalmente al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad no superior a 2,0% en total, opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0,1% o REM: no más de 0,1%, B: no más de 0,1% y Zn: no más de 0,1%,

donde el equilibrio es Fe e impurezas incidentales, donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de 0,1%.

2. Una hoja de acero de alta ductilidad según la reivindicación 1, donde la hoja de acero es una hoja de acero laminada en caliente, y la fase primaria conteniendo la fase de ferrita es una fase de ferrita.

3. Una hoja de acero de alta ductilidad según la reivindicación 2, donde la hoja de acero laminada en caliente tiene un contenido de C de 0,05 a 0,20%.

4. Un método para fabricar una hoja de acero laminada en caliente de alta ductilidad, de excelente formabilidad en prensa y en templabilidad por deformación plástica representada por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa, incluyendo los pasos de:

laminar en caliente una plancha de acero que tiene una composición incluyendo, en porcentaje en peso:

C: No más de 0,20%:

Si: 1,0 a 3,0%:

Mn: No más de 3,0%:

P: No más de 0,10%;

S: No más de 0,02%:

Al: No más de 0,30%:

N: No más de 0,02%: y

además:

Cu: 0,5 a 3,0%: y opcionalmente al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%;

Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total; y

Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total;

o:

al menos uno de:

Mo: 0,05 a 2,0%;

Cr: 0,05 a 2,0%: y

W: 0,05 a 2,0%,

donde el equilibrio es Fe e impurezas incidentales donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de 0,1%, a una hoja de acero laminada en caliente que tiene un grosor preestablecido, incluyendo el paso de laminado en caliente laminado de acabado a una temperatura final de acabado de laminado de 780 a 980°C;

enfriar la hoja de acero laminada acabada a una temperatura en el rango de 620 a 780°C dentro de 2 segundos a una tasa de enfriamiento no inferior a 50°C/segundo;

mantener la hoja a la temperatura en el rango de 620 a 780°C durante 1 a 10 segundos, o enfriar lentamente la hoja a una tasa de enfriamiento de no más de 20°C/segundo;

enfriar la hoja a una tasa de enfriamiento no inferior a 50°C/segundo a una temperatura de 300 a 500°C; y enfriar la hoja.

5. Un método para fabricar una hoja de acero laminada en caliente de alta ductilidad según la reivindicación 4, donde la plancha de acero tiene contenido de C de 0,05 a 0,20%.

6. Método para fabricar una hoja de acero laminada en caliente de alta ductilidad según cualquiera de las reivindicaciones 4 a 5, donde todo o parte del laminado de acabado es laminado por lubricación.

7. Hoja de acero de alta ductilidad según la reivindicación 1, donde la hoja de acero es una hoja de acero laminada en frío, y la fase primaria conteniendo la fase de ferrita es una fase de ferrita.

8. Método para fabricar una hoja de acero laminada en frío de alta ductilidad, de excelente formabilidad en prensa y templabilidad por deformación plástica típicamente representada por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa, incluyendo:

un paso de laminación en caliente que consiste en laminar en caliente una plancha de acero que tiene una composición conteniendo, en porcentaje en peso:

C: No más de 0,20%;

Si: 1,0 a 3,0%;

Mn: no más de 3,0%;

P: No más de 0,10%;

S: No más de 0,02%;

Al: No más de 0,30%;

N: No más de 0,02%; y

además:

Cu: 0,5 a 3,0%; y opcionalmente al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%:

Grupo B: Al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total; y

Grupo C: Al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total;

o:

al menos uno de:

Mo: 0,05 a 2,0%;

Cr: 0,05 a 2,0%; y

W: 0,05 a 2,0%,

donde el equilibrio es Fe e impurezas incidentales donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de 0,1% como un material para formar una hoja de acero laminada en caliente;

un paso de laminado en frío que consiste en laminar en frío la hoja de acero laminada en caliente a una hoja de acero laminada en frío; y

un paso de recocido por recristalización que consiste en aplicar recocido por recristalización a la hoja de acero laminada en frío a una hoja de acero recocida laminada en frío, incluyendo el paso de recocido por recristalización un termotratamiento que consiste en calentar e mantener la temperatura de la hoja de acero en una región de fase doble de ferrita/austenita dentro de un rango de temperatura del punto de transformación de A_{C1} al punto de transformación A_{C3,} enfriar la hoja, y retener la hoja en la región de temperatura de 300 a 500°C durante 30 a 1.200
segundos.

9. Un método para fabricar una hoja de acero laminada en frío de alta ductilidad según la reivindicación 8, donde el paso de laminado en caliente incluye calentar la plancha de acero a una temperatura no inferior a 900°C, laminar la plancha a una temperatura final de acabado de laminado no inferior a 700°C, y enfriar la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura de enfriamiento no superior a 800°C.

10. Un método para fabricar una hoja de acero laminada en frío según cualquiera de las reivindicaciones 8 a 9, donde todo o parte del laminado en caliente es laminado por lubricación.

11. Una hoja de acero galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad incluyendo una capa galvanizante de inmersión en caliente o una capa galvanizante aleada de inmersión en caliente formada en la superficie de la hoja de acero de alta ductilidad según cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3.

12. Una hoja de acero galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad incluyendo una capa galvanizante de inmersión en caliente o una capa galvanizante aleada de inmersión en caliente formada en la superficie de la hoja de acero de alta ductilidad según la reivindicación 7.

13. Una hoja de acero de alta ductilidad según la reivindicación 1, donde la hoja de acero es una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente que tiene una capa galvanizante de inmersión en caliente o una capa galvanizante aleada de inmersión en caliente formada en una superficie de la hoja de acero, y la fase primaria conteniendo una fase de ferrita incluye una fase de ferrita y una fase de martensita templada, y el contenido de Si es 2,0% o
menos.

14. Un método de fabricar una hoja de acero galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad de excelente formabilidad en prensa y en templabilidad por deformación plástica típicamente representado por una \DeltaTS no inferior a 80 MPa, incluyendo:

un paso de termotratamiento primario que consiste en calentar una hoja de acero a una temperatura no inferior al punto de transformación A_{C1} y enfriar rápidamente la hoja de acero, teniendo la hoja de acero una composición que contiene, en porcentaje en peso:

C: No más de 0,20%;

Si: No más de 2,0%: Mn: no más de 3,0%;

P: No más de 0,10%;

S: No más de 0,02%:

Al: No más de 0,30%;

N: No más de 0,02%; y

además:

Cu: 0,5 a 3,0%: y opcionalmente al menos uno de los grupos siguientes A a C:

Grupo A: Ni: no más de 2,0%;

Grupo B: al menos uno de Cr y Mo: no más de 2,0% en total: y

Grupo C: al menos uno de Nb, Ti, y V: no más de 0,2% en total,

o:

al menos uno de;

Mo: 0,05 a 2,0%;

Cr: 0,05 a 2,0%; y

W: 0,05 a 2,0%,

no más de 2,0% en total: opcionalmente al menos uno de Nb, Ti, y V, en una cantidad no superior a 2,0% en total, opcionalmente al menos uno de Ca: no más de 0,1% o REM: no más de 0,1%, B: no más de 0,1% y Zn: no más de 0,1%,

donde el equilibrio es Fe e impurezas incidentales, donde las impurezas incidentales incluyen Sb: no más de 0,01%, Sn: no más de 0,1%, Zn: no más de 0,01% y Ca: no más de 0,1%;

un paso de termotratamiento secundario que consiste en calentar la hoja de acero a una temperatura en el rango del punto de transformación A_{C1} al punto de transformación A_{C3}; y

un paso de galvanización por inmersión en caliente que consiste en formar una capa galvanizante de inmersión en caliente en la superficie de la hoja de acero.

15. Un método para fabricar una hoja de acero galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad según la reivindicación 14, incluyendo además un paso de tratamiento de decapado que consiste en decapar la hoja de acero entre el paso de termotratamiento primario y el paso de termotratamiento secundario.

16. Un método para fabricar una hoja de acero galvanizado de inmersión en caliente y alta ductilidad según cualquiera de las reivindicaciones 14 a 15, incluyendo además un paso de aleación consistente en alear la capa galvanizante de inmersión en caliente, después del paso de galvanización por inmersión en caliente.

17. Un método para fabricar una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia según cualquiera de las reivindicaciones 14 a 16, donde la hoja de acero es una hoja de acero laminada en caliente fabricada laminando en caliente un material bajo condiciones incluyendo una temperatura de calentamiento no inferior a 900°C, una temperatura final de laminado de acabado no inferior a 700°C y una temperatura de enfriamiento no superior a 800°C, o una hoja de acero laminada en frío obtenida laminando en frío la hoja de acero laminada en caliente.

18. Un método para fabricar una hoja de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia según la reivindicación 17, donde el laminado en frío se lleva a cabo a una relación de reducción no inferior a 40%.