ES2686567T3 - Método para producir una hoja de acero laminada en frío - Google Patents

Método para producir una hoja de acero laminada en frío Download PDF

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Abstract

Un método para fabricar una hoja de acero laminada en frío que tiene una estructura metálica tal que la fase principal es una fase de producción de transformación a baja temperatura, y la fase secundaria contiene austenita retenida, caracterizada por comprender lo siguientes pasos (A) y (B): (A) un paso de laminado en frío en el cual una hoja de acero laminada en caliente que tiene una composición química consistente, en porcentaje de masa, en C: más de 0,020% y menos de 0,30%, Si: más de 0,10% y como mucho 3,00%, Mn: más de 1,00% y como mucho 3,50%, P: como mucho 0,10%, S: como mucho 0,010%, sol.Al: como mínimo 0% y como mucho 2,00%, N: como mucho 0,010%, Ti: como mínimo 0% y menos que 0,050%, Nb: como mínimo 0% y menos que 0,050%, V: como mínimo 0% y como mucho 0,50%, Cr: como mínimo 0% y como mucho 1,0%, Mo: como mínimo 0% y como mucho 0,50%, B: como mínimo 0% y como mucho 0,010%, Ca: como mínimo 0% y como mucho 0,010%, Mg: como mínimo 0% y como mucho 0,010%, REM: como mínimo 0% y como mucho 0,050%, y Bi: como mínimo 0% y como mucho 0,050%, el resto de Fe e impurezas, donde el tamaño medio de grano de los granos que tienen una estructura bcc y los granos que tienen una estructura bct rodeados por un límite de grano que tiene una diferencia de orientación de 15º o más es 6,0 mm o menor, está sometido al laminado en frío para formar una hoja de acero laminada en frío; y (B) un proceso de recocido en el cual la hoja de acero laminada en frío es sometida a un tratamiento de mojado en la región de temperatura de punto Ac3 - 40ºC o superior, después de eso enfriada a la región de temperatura de 500ºC o inferior y 300ºC o superior, y es mantenida en esa región de temperatura por 30 segundos o más.

Description

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el uso de un SEM equipado con un analizador EBSP. Una región que es observada como una fase que consiste en una estructura de cristal cúbica centrada en la cara (fase fcc) y que está rodeada por la fase padre se define como un grano de austenita retenida. Mediante el procesamiento de imágenes, la densidad numérica (número de granos por unidad de área) de granos de austenita retenida y las fracciones de área de granos de austenita retenida individuales son medidas. A partir de las áreas ocupadas por granos de austenita retenida individuales en un campo visual, los diámetros correspondientes a los círculos de los granos de austenita retenida individual son determinados, y el valor medio de los mismos se define como un tamaño de grano medio de austenita retenida.
En la observación de estructura mediante el uso de EBSP, en la región de 50 μm o más grande en la dirección del espesor de la hoja y 100 μm o más grande en la dirección de laminado, haces de electrones son aplicados a un paso de 0,1 μm para hacer juicio de la fase. También, entre los datos medidos obtenidos, los datos en los cuales el índice de confianza es 0,1 o más se usan para las mediciones de tamaño de grano como datos efectivos. También, para evitar que el tamaño de grano de la austenita retenida sea infravalorado mediante ruido de medición, solo los granos de austenita retenida que tenga un círculo de un diámetro correspondiente de 0,15 μm o más grande se toman como granos efectivos, por lo cual el tamaño de grano medio de la austenita retenida es calculado.
En la presente invención, la estructura metálica descrita anteriormente se define en una posición profunda de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero en el caso de hoja de acero laminada en frío, y a una posición profunda de un cuarto de espesor de la hoja de acero, que es un material base, desde el límite entre la hoja de acero de material base y una capa de chapado en el caso de hoja de acero chapada.
Como la propiedad mecánica que se puede realizar en base a la característica de la estructura metálica descrita anteriormente, para asegurar la propiedad de absorción de choques, la hoja de acero de la presente invención preferiblemente tiene una fuerza extensible (TS) de 780 MPa o superior, más preferiblemente tiene una de 950 MPa
o superior, en la dirección perpendicular a la dirección de laminado. También, para asegurar la ductilidad, la TS es preferiblemente inferior que 1180 MPa.
Cuando el valor obtenido mediante la conversión del alargamiento total (El0) en la dirección perpendicular a la dirección de laminado en un alargamiento total correspondiente al grosor de la hoja de 1,2 mm en base a la fórmula
(1)
a continuación se toma como El, el índice de endurecimiento por trabajo calculado mediante el uso de las tensiones nominales de dos puntos de 5% y 10% dentro del intervalo de tensión hecha 5 a 10% en conformidad con los Estándares de la Industria Japonesa JIS Z2253 y las fuerzas de pruebas correspondientes a esas tensiones son tomadas como valor n, y la relación de expansión de calibre medida en conformidad con los Estándares de la Federación de Acero y Hierro Japonesa JFST1001 se toma como λ, desde el punto de vista de la conformación por presión, es preferible que el valor de TS x El sea de 15.000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n sea de 150 MPa o superior, y el valor de TS1.7 x λ sea 4.500.000 MPa1.7% o superior.
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en el cual El0 es el valor medido real del alargamiento total medido mediante el uso de JIS No. 5 espécimen de prueba extensible, t0 es el espesor de JIS no. 5 espécimen de prueba extensible usado para medición, y El es el valor convertido del alargamiento total correspondiente al caso donde el espesor de la hoja es de 1,2mm.
TS x El es un índice para evaluar la ductilidad desde el balance entre la fuerza y el alargamiento total, TS x valor n es un índice para evaluar la propiedad de endurecimiento por trabajo desde el balance entre la fuerza y el índice de endurecimiento por trabajo, y TS1.7 x λ es un índice para evaluar la capacidad de expansión del calibre desde el balance entre la fuerza y la relación de expansión de calibre.
Es más preferible que el valor de TS x El sea 19.000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n sea de 160 MPa o superior, y el valor de TS1.7 x λ sea de 5.500.000 MPa1.7% o superior. Es todavía más preferible que el valor de TS x El sea 20.000 MPa% o superior, el valor de TS x valor n sea de 165 MPa o superior, y el valor de TS1.7 x λ sea de
6.000.000 MPa1.7% o superior.
Dado que la tensión que ocurre cuando una parte de un automóvil es formada por presión es de entre el 5 y el 10%, el índice de endurecimiento por trabajo fue expresado por el valor n para el intervalo de tensión de 5 a 10% en la prueba de tensión. Aun si el alargamiento total de la hoja de acero es grande, la propiedad de propagación de la tensión en la conformación por presión de la parte del automóvil es insuficiente cuando el valor n es bajo, y la formación defectuosa tal como una disminución de espesor local ocurre fácilmente. También, desde el punto de vista de la fijación de la forma, la relación de rendimiento es preferiblemente más baja del 80%, más preferiblemente más baja del 75%, y aun más preferiblemente más baja del 70%.
2. Composición química del acero
C: más de 0,020% y menos de 0,30%
Si el contenido de C es 0,020% o menos, es difícil obtener la estructura metálica descrita anteriormente. Por lo tanto, el contenido de C se hace mayor que 0,020%. El contenido de C es preferiblemente más del 0,070%, más
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preferiblemente más del 0,10%, y aun más preferiblemente más del 0,14%. Por otro lado, si el contenido de C es 0,30% o más, no solo la propiedad de bordeado elástico de la hoja de acero se daña, sino que también se deteriora la soldabilidad. Por lo tanto, el contenido de C se hace menor del 0,30%. El contenido de C es preferiblemente menos que 0,25%, más preferiblemente menos que 0,20%, y aún más preferiblemente menos que 0,17%.
Si: más de 0,10% y 3,00% o menos
El Silicio (Si) tiene una función para mejorar la ductilidad, propiedad de endurecimiento por trabajo, y propiedad de bordeado elástico a través del refrenado del crecimiento del grano de austenita durante el recocido. También, Si es un elemento que tiene una función de mejorar la estabilidad de la austenita y es efectivo en la obtención de la estructura metálica descrita anteriormente. Si el contenido de Si es del 0,10% o menos, es difícil alcanzar el efecto provocado por la función descrita anteriormente. Por lo tanto, el contenido de Si se hace de más del 0,10%. El contenido de Si es preferiblemente más del 0,60%, más preferiblemente más del 0,90%, y aun más preferiblemente de más del 1,20%. Por otro lado, si el contenido de Si es más del 3,00%, las propiedades de la superficie de la hoja de acero se deterioran. Además, la tratabilidad de la conversión química y la plasticidad se deterioran notablemente. Por lo tanto, el contenido de Si se hace del 3,00% o menos. El contenido de Si es preferiblemente menos del 2,00%, más preferiblemente menos del 1,8%, y aun más preferiblemente menos del 1,60%.
En el caso donde Al descrito más adelante está contenido, el contenido de Si y el contenido de sol.Al preferiblemente satisfacen la fórmula (2) a continuación, además preferiblemente satisfacen la fórmula (3) a continuación, y aún más preferiblemente satisfacen la fórmula (4) a continuación.
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en las cuales, Si representa el contenido de Si (%masa) en el acero, y sol.Al representa el contenido (%masa) de Al soluble en ácido.
Mn: más del 1,00% y 3,50% o menos
El Manganeso (Mn) es un elemento que tiene la función de mejorar la templabilidad del acero y es efectivo en la obtención de la estructura metálica descrita anteriormente. Si el contenido de Mn es del 1,00% o menos, es difícil obtener la estructura metálica descrita anteriormente. Por lo tanto, el contenido de Mn se hace más que el 1,00%. El contenido de Mn es preferiblemente más del 1,50%, más preferiblemente más del 1,80%, y aun más preferiblemente más del 2,10%. Si el contenido de Mn se vuelve demasiado alto, en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente, una fase de producción de transformación a baja temperatura de engrosamiento que alarga y expande en la dirección en que se forma el laminado, granos de austenita retenida engrosados aumentan en la estructura metálica tras el laminado en frío y el recocido, y la propiedad de endurecimiento por trabajo y propiedad de bordeado elástico se deterioran. Por lo tanto, el contenido de Mn se hace del 3,50% o menos. El contenido de Mn es preferiblemente menos del 3,00%, más preferiblemente menos del 2,80%, y aun más preferiblemente menos del 2,60%.
P: 0,10% o menos
El Fósforo (P) es un elemento contenido en el acero como una impureza, y se segrega en los límites de los granos y embrutece el acero. Por esta razón, el contenido de P es preferiblemente tan bajo como sea posible. Por lo tanto el contenido de P se hace del 0,10% o menos. El contenido de P es preferiblemente menos del 0,050%, más preferiblemente menos del 0,020%, y aun más preferiblemente menos del 0,015%.
S: 0,010% o menos
El Sulfuro (S) es un elemento contenido en el acero como una impureza, y forma inclusiones de base de sulfuro y deteriora la propiedad de bordeado elástico. Por esta razón, el contenido de S es preferiblemente tan bajo como sea posible. Por lo tanto, el contenido de S se hace del 0,010% o menos. El contenido en S es preferiblemente menos del 0,005%, más preferiblemente menos del 0,003%, y aún más preferiblemente menos del 0,002%.
sol.Al: 2,00% o menos
El Aluminio (Al) tiene una función de desoxidar el acero fundido. En la presente invención, dado que hay contenido Si que tiene una función desoxidante como Al, Al no necesita necesariamente estar contenido. Esto es, el contenido de sol.Al puede estar cercano al 0% de manera ilimitada. En el caso donde sol.Al esté contenido con el propósito de fomentar la desoxidación, un 0,0050% o más de sol.Al es preferiblemente contenido. El contenido de sol.Al es más preferiblemente más del 0,020%. También, como con el Si, Al es un elemento que tiene una función de mejorar la estabilidad de la austenita y es efectivo en obtener la estructura metálica descrita anteriormente. Por lo tanto, Al
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3. Condiciones de producción
(Proceso de laminado en frío en la primera invención)
En el proceso de laminado en frío, una hoja de acero laminada en caliente que tiene la composición química descrita anteriormente, en la cual el tamaño de grano medio de los granos que tienen una estructura bcc y los granos que tienen una estructura bct (como se describió anteriormente, estos granos son generalmente llamados “granos bcc”) rodeados por un limite de grano que tiene una diferencia de orientación de 15º o más grande es de 6,0 μm o más pequeño, y preferiblemente, además, la densidad numérica media de los carburos de hierro que existen en la estructura metálica es de 1,0 x 10-1/μm2 o superior, es laminada en frío para formar una hoja de acero laminada en frío.
En el presente documento, el tamaño de grano medio de los granos bcc se calcula por el método descrito anteriormente. Un espécimen de prueba es tomado como muestra de la hoja de acero, la superficie transversal longitudinal del mismo paralela a la dirección de laminado es pulida eléctricamente y la estructura de metal es observada mediante el uso de un SEM equipado con un analizador EBSP a una posición profunda de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero. Una región que es observada como la fase que consiste en una estructura de cristal de tipo cristal cúbico centrada en el cuerpo rodeada por un límite que tiene una diferencia de orientación de 15º o más grande se toma como un grano de cristal, y el valor calculado por la fórmula (5) a continuación se toma como el tamaño de grano medio de los granos bcc. En esta fórmula, N es el número de granos de cristal contenido en la región de evaluación del tamaño de grano medio, Ai es el área del i-ésimo (i = 1, 2, .., N) grano de cristal, y di es el círculo del diámetro correspondiente del i-ésimo grano de cristal.
Expresión 1
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La estructura de cristal de martensita es estrictamente un enrejado tetragonal centrado en el cuerpo (bct); sin embargo, en la evaluación del tamaño de grano de la presente invención, la martensita también se maneja como la fase bcc porque en la evaluación de la estructura metálica que usa el SBSP, la constante de enrejado no es considerada.
En la evaluación de la estructura mediante el uso de EBSP en esta realización, la fase de una región que tiene un tamaño de 50 μm en la dirección de espesor de la hoja y de 100 μm en la dirección de laminado (la dirección perpendicular a la dirección de espesor de la hoja) es juzgada mediante el control de haces de electrones a un paso de 0,1 μm. Entre los datos medidos obtenidos, los datos en los cuales el índice de confianza es 0,1 o más se usa para la medición del tamaño de grano como datos efectivos. Además, para evitar que el tamaño de grano sea infravalorado mediante ruido de medición, en la evaluación de granos bcc, a diferencia del caso descrito anteriormente de austenita retenida, el cálculo del tamaño de grano descrito anteriormente se realiza tomando solo los granos bcc que tienen un tamaño de grano de 0,47μm o más grande como granos efectivos.
La razón por la cual el tamaño de grano de cristal se define tomando el límite de grano como teniendo una diferencia de orientación de 15º o más grande como un límite de grano efectiva es que el límite de grano que tiene una diferencia de orientación de 15º o más grande se vuelve un sitio de nucleación efectivo de granos de austenita de transformación inversa, por el cual el engrosamiento de los granos de austenita en el momento del recocido tras el laminado en frío es refrenado, y el sitio de nucleación contribuye notablemente a la mejora de la trabajabilidad de la hoja de acero laminada en frío. También, en el caso donde la estructura de la hoja de acero laminada en caliente es una estructura de tamaño de grano mixto en la cual granos finos y granos gruesos están mezclados, la parte de granos gruesos se engruesa fácilmente en el momento del recocido tras el laminado en frío, de manera que la ductilidad, propiedad de endurecimiento por trabajo, y propiedad de bordeado elástico se deterioran. En el caso donde el tamaño de grano de tal estructura de tamaño de grano mixta es evaluado por el método de corte usado generalmente como la evaluación del tamaño de grano de cristal de la estructura metálica, la influencia de granos gruesos puede ser infravalorada. En la presente invención, como un método de cálculo del tamaño de grano de cristal que considera la influencia de granos gruesos, la fórmula (5) descrita anteriormente, en la cual las áreas individuales de granos de cristal se multiplican como un peso, es usada.
La cantidad de carburos de hierro que existen en la hoja de acero es definida por la densidad numérica media (unidad: numero/μm2), y la densidad numérica media de los carburos de hierro es medida como se describió anteriormente. Un espécimen de prueba es tomado como muestra de la hoja de acero, la superficie transversal longitudinal del mismo paralela a la dirección de laminado es pulida, y la estructura metálica es observada mediante el uso de un microscopio óptico o un SEM a una posición profunda de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero. El análisis de composición de precipitados se hace mediante el uso de un espectrómetro electrónico
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El Ejemplo 1 describe un ejemplo del caso donde en la estructura metálica de la hoja de acero laminada en caliente, el tamaño de grano medio de los granos bcc rodeados por un límite de grano que tiene una diferencia de orientación de 15º o más grande es de 6,0 μm o más pequeño.
Mediante el uso de un horno experimental de fusión al vacío, los aceros con la composición química dada en la Tabla 1 fueron derretidos y fundidos. Estos lingotes fueron formados en palanquillas de 30-mm de espesor mediante el forjado en caliente. Las palanquillas fueron calentadas a 1200ºC mediante el uso de un horno de calefacción eléctrica y mantenidas por 60 minutos, y después de eso fueron laminadas en caliente bajo las condiciones dadas en la Tabla 2.
Específicamente, mediante el uso de un molino de laminado en caliente experimental, un laminado de 6 pases fue realizado en la región de temperatura de punto Ar3 o superior para finalizar cada uno de las palanquillas en una hoja de acero que tiene un espesor de 2 a 3 mm. La diferencia del paso final se configura desde 12 hasta 42% en porcentaje de disminución de espesor. Después del laminado en caliente, la hoja de acero fue enfriada a una temperatura de 650 a 720ºC bajo varias condiciones de enfriado mediante el uso de un pulverizador de agua. Sucesivamente, después de haber permitido que se enfríe entre 5 y 10 segundos, la hoja de acero fue enfriada a varias temperaturas a una tasa de enfriado de 60ºC/s, y estas temperaturas fueron tomadas como temperaturas de enrollado. La hoja de acero fue cargada en un horno de calefacción eléctrico que fue mantenido a esa temperatura, y fue mantenido por 30 minutos. Después de eso, el enfriado gradual tras el enrollado fue simulado mediante el enfriado mediante horno de la hoja de acero a la temperatura ambiente a una tasa de enfriado de 20ºC/h, por lo cual una hoja de acero laminada en caliente era obtenida.
Un espécimen de prueba para la medición del EBSP fue tomado como muestra de la hoja de acero laminada en caliente obtenida, y la superficie transversal longitudinal del mismo paralela a la dirección de laminado fue electropulida. Después de eso, la estructura metálica fue observada a una posición profunda de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero, y mediante análisis de imágenes, el tamaño de grano medo de los granos bcc fue medido. Específicamente, como un dispositivo de medida EBSP, OIM(TM)5 fabricado por TSL Corporation fue usado, haces de electrones fueron aplicados a un paso de 0,1 μm en una región que tiene un tamaño de 50 μm en la dirección del espesor de la hoja y 100 μm en la dirección de laminado, y entre los datos medidos obtenidos, los datos en los cuales el índice de confianza fue de 0,1 o más fue usado como dato efectivo para hacer un juicio de los granos bcc. Con una región rodeada por un límite de grano que tiene una diferencia de orientación de 15º o más grande siendo hecho un grano bcc, el círculo de diámetro correspondiente y el área del grano bcc individual fueron determinados, y el tamaño de grano medio de los granos bcc fue calculado de conformidad con la fórmula (5) mencionada anteriormente. En el cálculo del tamaño de grano medio, los granos bcc que tienen cada circulo de diámetro correspondiente de 0,47 μm o más grande fueron hechos granos bcc efectivos. Como se describió anteriormente, en la evaluación de la estructura metálica que usa el EBSP, la constante de red no es considerada. Por lo tanto, los granos que cada uno tienen una estructura bct (enrejado tetragonal centrado en el cuerpo) tal como la martensita también son medidos juntos. Por lo tanto, los granos bcc incluyen tanto los granos que tienen una estructura bcc como los granos que tienen una estructura bct.
La hoja de acero laminada en caliente obtenida fue decapada para formar un metal base para el laminado en frío. El metal base fue laminado en frío a una relación de laminado en frío de 50 al 60%, por lo cual una hoja de acero laminada en frío que tiene un espesor de 1,0 a 1,2 mm fue obtenida. Mediante el uso del simulador de recocido continuo, la hoja de acero laminada en frío obtenida fue calentada a 550ºC a una tasa de calentamiento de 10ºC/s, después de eso siendo calentada a varias temperaturas dadas en la Tabla 2 a una tasa de calentamiento de 2ºC/s, y fue mojada por 95 segundos. Subsecuentemente, la hoja de acero fue enfriada hasta varias temperaturas de paro del enfriado dadas en la Tabla 2 con la tasa de enfriado media desde 700ºC siendo 60ºC/s, mantenida a esa temperatura por 330 segundos, y después de eso fue enfriada a temperatura ambiente, por lo cual una hoja de acero recocida fue obtenida.
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Un espécimen de prueba para la observación de SEM fue tomado como muestra de la hoja de acero recocida, y la superficie transversal longitudinal de la misma paralela a la dirección de laminado fue pulida. Después de eso, la estructura metálica fue observada en una posición profunda de un cuarto del espesor desde la superficie de la hoja de acero, y mediante procesamiento de imágenes, las fracciones de volumen de la fase de producción de transformación a baja temperatura y la ferrita poligonal fueron medidas. También, el tamaño de grano medio (círculo de diámetro correspondiente) de la ferrita poligonal fue determinado mediante la división del área ocupada por toda la ferrita poligonal por el número de granos de cristal de ferrita poligonal.
También, un espécimen de prueba para la medición de XRD fue tomado como muestra de la hoja de acero recocida, y la superficie laminada hasta una posición profunda de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero fue pulida de manera química. Después de eso, una prueba de difracción de rayos X fue realizada para medir la difracción del volumen de la austenita retenida. Específicamente, RINT2500 fabricado por Rigaku Corporation fue usado como un difractómetro de rayos X, y haces de Co-Kα fueron aplicados para medir las intensidades integradas de los picos de difracción de la fase α (110), (200), (211) y de los picos de difracción de la fase γ (111), (200), (220), por lo cual la fracción de volumen de la austenita retenida fue determinada.
Además, un espécimen de prueba para la medición de EBSP fue tomado como muestra de la hoja de acero recocida, y la superficie transversal longitudinal del mismo paralela a la dirección de laminado fue pulida eléctricamente. Después de eso, la estructura metálica fue observada en una posición profunda de un cuarto de espesor desde la superficie de la hoja de acero, y mediante análisis de imágenes, la distribución de tamaño de grano de la austenita retenida y el tamaño de grano medio de la austenita retenida fueron medidos. Específicamente, como un dispositivo de medida EBSP, OIM(TM)5 fabricado por TSL Corporation fue usado, haces de electrones fueron aplicados a un paso de 0,1 μm en una región que tiene un tamaño de 50 μm en la dirección del espesor de la hoja y 100 μm en la dirección de laminado, y entre los datos medidos obtenidos, los datos en los cuales el índice de confianza fue de 0,1 o más fue usado como dato efectivo para hacer un juicio de la fase fcc. Con una región que fue observada como la fase fcc y fue rodeada por una fase padre siendo hecha un grano de austenita retenida, el círculo de diámetro correspondiente del grano de austenita retenida individual fue determinado. El tamaño de grano medio de austenita retenida fue calculado como el valor medio del círculo de diámetro correspondiente de granos de austenita retenida efectivos individuales, los granos de austenita retenida efectiva siendo granos de austenita retenidas que cada uno tiene un círculo de diámetro correspondiente de 0,15 μm o más grande. También, la densidad numérica (NR) por unidad de área de granos de austenita retenida que cada uno tiene un tamaño de 1,2 μm o más grande fue determinada.
La producción de tensión (YS) y la fuerza extensible (TS) fueron determinadas mediante el muestro de un espécimen de prueba extensible JIS No. 5 a lo largo de la dirección perpendicular a la dirección de laminado de una hoja de acero recocida, y mediante la realización de una prueba de tensión a una tasa de tensión de 10 mm/min. El alargamiento total (El) fue determinado como sigue: una prueba de tensión fue realizada mediante el uso de un espécimen de prueba extensible JIS No. 5 tomado como muestra a lo largo de la dirección perpendicular a la dirección de laminado, y mediante el uso del valor medido (El0) realmente obtenido, el valor convertido del alargamiento total correspondiente al caso donde el espesor de la hoja es de 1,2 mm fue determinado en base a la fórmula (1) anterior. El índice de endurecimiento por trabajo (valor n) fue determinado con el intervalo de tensión siendo de 5 a 10% mediante la realización de una prueba de tensión mediante el uso de un espécimen de prueba extensible JIS No. 5 tomado como muestra a lo largo de la dirección perpendicular a la dirección de laminado. Específicamente, el valor n fue calculado por los dos métodos de punto mediante el uso de fuerzas de prueba con respecto a las tensiones nominales de 5% y 10%.
La propiedad de bordeado elástico fue evaluada mediante la medición de la relación de expansión de calibre (λ) mediante el método descrito a continuación. A partir de la hoja de acero recocida, un espécimen de prueba de expansión de calibre de 100-mm cuadrado fue tomado como muestra. Un agujero perforado de 10-mm de diámetro fue formado con una holgura del 12,5%, el agujero perforado fue expandido desde el lado de caída de cortante mediante el uso de un punzón en forma de cono que tiene un ángulo de borde frontal de 60º, y se midió la relación de expansión del agujero en el momento en que se generó una grieta que penetra en el espesor de la hoja. Esta relación de expansión fue usada como la relación de expansión del calibre.
La Tabla 3 da los resultados de observación de la estructura metálica y los resultados de evaluación de rendimiento de la hoja de acero laminada en frío después de ser recocida. En las Tablas 1 a 3, la marca “*” adjunta a un símbolo
o número indica que el símbolo o número está fuera del alcance de la presente invención.
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2560479C1 (ru) * 2011-07-06 2015-08-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист
JP5860354B2 (ja) * 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN103667884B (zh) * 2013-12-26 2016-06-29 北京科技大学 1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法
JP6398210B2 (ja) * 2014-02-07 2018-10-03 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
US10372849B2 (en) 2014-06-11 2019-08-06 Magna International Inc. Performing and communicating sheet metal simulations employing a combination of factors
US20170218475A1 (en) * 2014-08-07 2017-08-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
US20170204491A1 (en) * 2014-08-07 2017-07-20 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
MX2017005571A (es) 2014-10-30 2017-06-23 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
JP6282576B2 (ja) * 2014-11-21 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
KR102000854B1 (ko) 2014-12-12 2019-07-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
KR101569508B1 (ko) * 2014-12-24 2015-11-17 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 hpf 성형부재 및 그 제조방법
WO2016143270A1 (ja) * 2015-03-06 2016-09-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度電縫鋼管およびその製造方法
CN108884539A (zh) 2016-03-30 2018-11-23 新日铁住金株式会社 高强度钢材和其制造方法
EP3438307A4 (en) 2016-07-15 2019-08-28 Nippon Steel Corporation HOT GALVANIZED STEEL SHEET
TWI626318B (zh) * 2016-10-20 2018-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法
WO2019092482A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019180492A1 (en) * 2018-03-23 2019-09-26 Arcelormittal Forged part of bainitic steel and a method of manufacturing thereof
CN112313351B (zh) * 2018-10-17 2022-10-28 日本制铁株式会社 钢板及钢板的制造方法
WO2020203159A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
KR102505463B1 (ko) 2020-11-11 2023-03-06 주식회사 테크로스 자외선 처리장치
CN113106208A (zh) * 2021-03-18 2021-07-13 唐山科技职业技术学院 一种提高780MPa级镀锌双相钢性能均匀性的方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58123823A (ja) 1981-12-11 1983-07-23 Nippon Steel Corp 極細粒高強度熱延鋼板の製造方法
JPS59229413A (ja) 1983-06-10 1984-12-22 Nippon Steel Corp 超細粒フェライト鋼の製造方法
JPH1161326A (ja) 1997-08-06 1999-03-05 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
JP3386726B2 (ja) 1997-09-11 2003-03-17 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法
JP3840864B2 (ja) 1999-11-02 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1571229B1 (en) * 2000-02-29 2007-04-11 JFE Steel Corporation High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof
FR2850671B1 (fr) * 2003-02-05 2006-05-19 Usinor Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue
ATE526424T1 (de) 2003-08-29 2011-10-15 Kobe Steel Ltd Hohes stahlblech der dehnfestigkeit ausgezeichnet für die verarbeitung und proze für die produktion desselben
JP4109619B2 (ja) 2003-12-16 2008-07-02 株式会社神戸製鋼所 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP4304473B2 (ja) * 2004-01-29 2009-07-29 住友金属工業株式会社 超微細結晶粒熱延鋼板の製造方法
CA2531616A1 (en) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property and high workability
KR100979854B1 (ko) * 2005-08-03 2010-09-02 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법
DE102005051052A1 (de) * 2005-10-25 2007-04-26 Sms Demag Ag Verfahren zur Herstellung von Warmband mit Mehrphasengefüge
JP5110970B2 (ja) 2006-05-29 2012-12-26 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
CN100510143C (zh) * 2006-05-29 2009-07-08 株式会社神户制钢所 延伸凸缘性优异的高强度钢板
US8257513B2 (en) * 2007-08-01 2012-09-04 Kobe Steel, Ltd. High strength steel sheet excellent in bending workability and fatigue strength
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
MX2010010989A (es) * 2008-04-10 2010-12-21 Nippon Steel Corp Chapas de acero de alta resistencia que son excelentes en el equilibrio entre facilidad de trabajo en la desbastacion de metales y ductilidad, y excelentes en resistencia a la fatiga, chapas de acero recubiertas de zinc y procesos para la produccion
JP2010065272A (ja) * 2008-09-10 2010-03-25 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2010077512A (ja) 2008-09-29 2010-04-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷延鋼板の製造方法
JP5446885B2 (ja) * 2010-01-06 2014-03-19 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP5883211B2 (ja) * 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5662903B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
CA2837052C (en) * 2011-05-25 2015-09-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
JP5860308B2 (ja) * 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

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