ES2714316T3 - Chapa de acero laminada en caliente y método para su producción - Google Patents

Chapa de acero laminada en caliente y método para su producción Download PDF

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Abstract

Una chapa de acero laminada en caliente, que consiste, en % en masa, en C: 0,05% a 0,15%, Si: 0% a 0,2%, Al: 0,5% a 3,0%, Mn: 1,2% a 2,5%, P: 0,1% o menos, S: 0,01% o menos, N: 0,007% o menos, Ti: 0,03% a 0,10%, Nb: 0,008% a 0,06%, V: 0% a 0,12%, uno o más de Cr, Cu, Ni y Mo: 0% a 2,0% en total, B: 0% a 0,005%, uno o más de Ca, Mg, La y Ce: 0% a 0,01% en total, cantidad total de Si y Al: 0,8 × (Mn-1)% o más, cantidad total de Ti y Nb: 0,04% a 0,14%, y el resto: Fe e impurezas. en donde, en la estructura del acero, la relación de área total de la martensita y la austenita retenida es 3% a 20%, la relación de área de la ferrita es 50% a 96% y la relación de área de la perlita es 3% o menos, en donde, en una zona de la capa superficial, el espesor es menor que 0,5 μm en la dirección del espesor de la chapa de la región en la que está presente un óxido en forma de red formado en el contorno de los granos cristalinos, la resistencia a la tracción máxima es 720 MPa o más y la chapa de acero laminada en caliente se somete a un decapado, y en donde el límite de elasticidad es 0,82 o menos.

Description

DESCRIPCION
Chapa de acero laminada en caliente y metodo para su produccion
Campo tecnico
La presente invencion se refiere a una chapa de acero laminada en caliente que tiene una resistencia a la traccion de 720 MPa o mas, con unas excelentes resistencia a la corrosion despues de un revestimiento por electrodeposicion, caractensticas de fatiga y capacidad de flexion, y a un metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente. La presente invencion se refiere, en particular, a una chapa de acero laminada en caliente y a un metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente, en la cual se realiza un revestimiento por electrodeposicion, siendo la chapa de acero laminada en caliente utilizada favorablemente como material para bastidores, componentes, brazos de suspension, ruedas y similares de automoviles o camiones, y como material arquitectonico y material de maquinaria industrial.
Antecedentes de la tecnica
La chapa de acero laminada en caliente se utiliza normalmente para componentes de automoviles o camiones, tales como chasis o ruedas, y se requiere que tenga capacidad de flexion y alta durabilidad a la fatiga.
Como un metodo para aumentar las caractensticas de conformabilidad y fatiga de una chapa de acero laminada en caliente, se describen los siguientes metodos. Como se muestra en los documentos de patente 1 a 3, existen metodos para dispersar estructuras que incluyen martensita dura en una estructura metalica que incluye principalmente ferrita blanda, a fin de fabricar el llamado acero de fase dual. En estos metodos se anade un componente de aleacion, tal como el Si o el Al, que tiene el efecto de fomentar la formacion de ferrita durante el enfriamiento, despues de la laminacion final, en el procedimiento de laminacion en caliente.
Sin embargo, en el caso en el que los aceros descritos en los documentos de patente 1 a 3 se fabriquen en una lmea de funcionamiento actual, en algunos casos no se obtienen de manera estable unas caractensticas favorables de fatiga a la flexion. Asimismo, en cuanto al acero al que se anade Si, desafortunadamente, hay casos en los que no esta garantizada la resistencia a la corrosion del revestimiento obtenida despues de un revestimiento por electrodeposicion (en lo sucesivo, tambien denominada simplemente como "resistencia a la corrosion del revestimiento" o "resistencia a la corrosion despues del revestimiento") y existen casos en los que no se obtienen como se esperaba las caractensticas de fatiga a la flexion, debido a que la rugosidad de la superficie de la chapa de acero se vuelve grande.
Asimismo, la chapa de acero que se utiliza para chasis o ruedas de automoviles o camiones tambien requiere que tenga caractensticas de fatiga en la zona punzonada. Esto se debe a que la rugosidad de la superficie frontal formada mediante un punzonamiento con cizallas o un punzon, generalmente tiene una rugosidad mayor que la superficie de la chapa de acero, y la superficie frontal punzonada se vuelve la posicion donde se generan preferentemente fisuras por fatiga.
Como metodo para resolver los problemas anteriores, por ejemplo, los documentos de patente 4 y 5 describen una chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica en la que se evita el deterioro de la superficie frontal punzonada.
Asimismo, los documentos de patente 6 y 7 describen unas chapas de acero que tienen una alta resistencia a la fatiga por entalladura. La estructura principal en las chapas de acero es de ferrita y bainita.
El documento de patente 8 describe un metodo para disminuir en gran medida la rugosidad de la superficie de rotura punzonada y evitar especialmente la generacion de fisuras por fatiga desde la zona punzonada mediante la fabricacion de una estructura en la que se dispersan cantidades apropiadas de martensita y austenita retenida, al tiempo que se aumenta la resistencia mecanica utilizando un reforzamiento por precipitacion de un carburo de aleacion que, como base, utiliza una estructura metalica que incluye ferrita como fase principal.
Por otra parte, el documento de patente 9 describe una chapa de acero que tiene un revestimiento de una alta adherencia y caractensticas de fatiga al punzonamiento, al tiempo que se aumenta la resistencia mecanica utilizando una estructura de martensita y bainita como estructura metalica, que incluye la fase ferrita como fase principal.
Documento(s) de la tecnica anterior
[Documento(s) de patente]
[Documento de patente 1] JP H10-280096A
[Documento de patente 2] JP 2007-321201A
[Documento de patente 3] JP 2007-9322A
[Documento de patente 4] JP 2005-298924A
[Documento de patente 5] JP 2008-266726A
[Documento de patente 6] JP H05-179346A
[Documento de patente 7] JP 2002-317246A
[Documento de patente 8] JP 2010-159672A
[Documento de patente 9] JP 2012-021192A
Compendio de la invencion
[Problema(s) a resolver mediante la invencion]
Sin embargo, en el caso de las chapas de acero descritas en los documentos de patente 4 y 5, la mejora en la rugosidad de la superficie frontal punzonada mediante el uso de estos metodos no es suficiente para mejorar las caractensticas de fatiga y, en algunos casos, no se obtiene la resistencia a la corrosion del revestimiento.
Asimismo, en el caso de las chapas de acero descritas en los documentos de patente 6 y 7, en algunos casos, las caractensticas de fatiga a la flexion y la resistencia a la corrosion, despues del revestimiento, se vuelven inferiores. Ademas, dado que el lfmite de elasticidad es alto, la conformabilidad por estiramiento no siempre es suficiente.
Por otra parte, en el caso de la chapa de acero descrita en el documento de patente 8, en algunos casos, el lfmite de las caractensticas de fatiga a la flexion en la chapa original y en la zona punzonada es bajo. Asimismo, cuando el revestimiento por electrodeposicion se realiza despues de un decapado, no siempre se obtiene una resistencia a la corrosion favorable despues del revestimiento. Por otra parte, cuando se realiza el plegado o un procedimiento de formacion de material compuesto de reduccion del area y plegado, en algunos casos se generan roturas y las caractensticas de fatiga de los componentes despues de la conformacion disminuyen.
Asimismo, el documento de patente 9 presenta problemas por la generacion de bandas de cascarilla o roturas y en la fatiga a la flexion del material base, en el caso en el que en la chapa de acero se realice un procedimiento riguroso, tal como una reduccion del area, con el fin de mejorar principalmente la adherencia del revestimiento del material de cascarilla negra.
A partir de las razones anteriores, para la chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica que tiene una alta conformabilidad se requiere que se desarrolle una tecnica para garantizar la resistencia a la corrosion despues del revestimiento por electrodeposicion y para tener unas excelentes caractensticas de fatiga a la flexion del material base y unas excelentes caractensticas de fatiga de la zona punzonada. En particular, la chapa decapada se pliega a menudo para ser utilizada, por lo que la capacidad de flexion es importante.
La presente invencion se ha realizado en vista de los problemas anteriores, y tiene como objetivo proporcionar una chapa de acero laminada en caliente y un metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente, pudiendo la chapa de acero laminada en caliente obtener unas favorables resistencia a la corrosion, caractensticas de fatiga del material base y caractensticas de fatiga de la zona punzonada, y que tambien tiene una capacidad de flexion favorable incluso en el caso en el que el revestimiento por electrodeposicion se realice en una chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica que tiene una resistencia a la traccion maxima de 720 MPa o mas.
[Medios para resolver el(los) problema(s)]
Para la presente invencion, la atencion se centro primeramente en una chapa de acero laminada en caliente que tema una resistencia a la traccion maxima de 720 MPa o mas, segun lo cual se puede esperar que se reduzca en gran medida el peso de los componentes, y se estudio un metodo para reducir la rugosidad de la superficie frontal punzonada. En consecuencia, para la presente invencion se ha descubierto que la rugosidad de la superficie de rotura punzonada se reduce en gran medida y la generacion de fisuras por fatiga de la zona punzonada se evita notablemente, mediante la fabricacion de una estructura en la que se dispersan cantidades apropiadas de martensita y austenita retenida, al tiempo que se aumenta la resistencia mecanica mediante la utilizacion de un reforzamiento por precipitacion de un carburo de aleacion, tipicamente TiC y NbC, utilizando como base una estructura metalica que incluye ferrita como fase principal. Asimismo, para la presente invencion se ha confirmado que se puede garantizar la excelente conformabilidad por estiramiento del acero de fase dual, aun cuando se utilice un reforzamiento por precipitacion de un carburo de aleacion.
Con el fin de obtener la anterior estructura metalica, que incluye ferrita como fase principal, es util anadir cantidades apropiadas de Si, Al y Mn. Sin embargo, cuando se evaluo la resistencia a la corrosion de la chapa de acero laminada en caliente despues de un revestimiento por electrodeposicion, se descubrio que en algunos casos la resistencia a la corrosion se volvio inferior. En consecuencia, para la presente invencion se estudio su causa y se descubrio que el oxido en forma de red que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe, los cuales estan presentes en una zona de la capa superficial del material base, influye sobre la resistencia a la corrosion despues del revestimiento por electrodeposicion.
Ademas, para la presente invencion se ha descubierto las condiciones bajo las que se puede obtener una resistencia a la corrosion favorable mediante la optimizacion de la relacion de la cantidad de Si, Al y Mn, en este caso.
Para la presente invencion y similares se observo adicionalmente la estructura metalica en detalle, con el fin de descubrir la causa de la degradacion de las caractensticas de fatiga que, en algunos casos, se puede observar en el acero de fase dual que contiene Si, Al y Mn. En consecuencia, para la presente invencion se ha descubierto que, en el caso en el que un oxido 2 en forma de red que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe, este presente inmediatamente debajo de la superficie 1a (en la zona de la capa superficial) del material base 1, como se muestra en la FIG. 1, se degradan las caractensticas de fatiga por el oxido 2 en forma de red al cual sirve como punto de partida de rotura por fatiga. Tengase en cuenta que la FIG. 1 muestra el estado de una chapa de acero laminada en caliente con cascarilla, en la que hay cascarilla negra (cascarilla) 3 unida a la superficie 1a del material base 1. En la zona de la capa superficial (la region del intervalo predeterminado desde la superficie 1a del material base 1 hacia el interior del material base 1) del material base 1, el oxido 2 en forma de red que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe precipita a lo largo del contorno de los granos cristalinos del material base 1. En la presente invencion, el "oxido en forma de red" se refiere al oxido 2, que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe, precipitado de esta manera a lo largo del contorno de los granos cristalinos del material base 1 en la zona de la capa superficial del material base 1.
Asimismo, para la presente invencion y similares se estudio la causa por la que la capacidad de flexion se degrada al utilizar una chapa de acero laminada en caliente de la que se ha eliminado la cascarilla mediante un decapado. En consecuencia, para la presente invencion se ha descubierto que la capacidad de flexion se degrada cuando en la zona de la capa superficial de la chapa de acero permanece una cantidad excesiva de oxidos en forma de red que contienen uno o mas de Si, Al, Mn y Fe. Aunque este factor no se ha definido todavfa, se considera que esto se debe a que la presencia de oxido en el contorno de los granos disminuye la resistencia mecanica del contorno de los granos, y esa zona sirve como punto de partida de la generacion de fisuras en el momento del ensayo de flexion.
Para la presente invencion y similares se estudio concienzudamente un metodo para evitar la formacion de este oxido en forma de red que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe. En consecuencia, para la presente invencion se ha descubierto que la formacion de este oxido se puede evitar optimizando las cantidades anadidas de Mn, Al, Si, Ti, Nb y similares, y suprimiendo el agua residual sobre la superficie de la chapa de acero (el agua que esta presente sobre la superficie de la chapa de acero), las condiciones de la laminacion y las condiciones del enfriamiento en el momento de la laminacion en caliente.
Los estudios concienzudos realizados para la presente invencion se basaron en resultados experimentales. En consecuencia, para la presente invencion se ha descubierto que la formacion de un oxido que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe, presente en forma de red en la zona de la capa superficial del material base, se puede evitar anadiendo martensita y austenita retenida a una estructura metalica que incluye principalmente ferrita reforzada por precipitacion y optimizando las cantidades anadidas de elementos de aleacion. En consecuencia, la presente invencion se ha culminado con una chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica que tiene una resistencia a la traccion de 720 MPa o mas, con unas excelentes caractensticas de fatiga de la zona punzonada, unas caractensticas de fatiga a la flexion estables y, asimismo, una excelente resistencia a la corrosion despues de un revestimiento por electrodeposicion, al tiempo que se garantiza una conformabilidad por plegado favorable, una capacidad de flexion favorable para la reduccion del area y una conformabilidad por estiramiento favorable. Esto es, la presente invencion se define en las reivindicaciones 1 a 11.
[Efecto(s) de la invencion]
De acuerdo con la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion, mediante la configuracion anterior resulta posible obtener unas excelentes conformabilidad por plegado, resistencia a la corrosion del revestimiento, caractensticas de fatiga a la flexion del material base y caractensticas de fatiga de la zona punzonada. En las chapas de acero convencionales, el espesor de la chapa de los componentes se ha establecido teniendo en cuenta la reduccion del espesor por corrosion. Por el contrario, la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion tiene una excelente resistencia a la corrosion del revestimiento y, en consecuencia, resulta posible reducir el espesor de la chapa de los componentes a fin de reducir el peso de los automoviles, camiones o similares. Asimismo, aun cuando las chapas de acero convencionales se tratan para tener una alta resistencia mecanica, la resistencia a la fatiga de la zona punzonada no mejora sustancialmente. Por el contrario, la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion tiene unas excelentes caractensticas de fatiga a la flexion y caractensticas de fatiga de la zona punzonada, y en consecuencia, se utiliza adecuadamente para reducir el peso de los componentes.
Por otra parte, de acuerdo con el metodo de fabricacion de la presente invencion, se optimizan las cantidades anadidas de los componentes de aleacion y se controlan las condiciones en el momento de la laminacion en caliente y, en consecuencia, resulta posible fabricar una chapa de acero laminada en caliente que tiene una resistencia a la traccion maxima de 720 MPa, con unas excelentes capacidad de flexion, resistencia a la corrosion despues del revestimiento por electrodeposicion y durabilidad a la fatiga.
Breve descripcion de los dibujos
La FIG. 1 es una fotograffa microscopica de la periferia de zona de la capa superficial de una chapa de acero de fase dual que contiene Si, Al y Mn. Tengase en cuenta que la FIG. 1 muestra el estado de una chapa de acero laminada en caliente con cascarilla, en la que hay cascarilla negra (cascarilla) unida a la superficie del material base.
Modo(s) para llevar a cabo la invencion
A continuacion, se describe en detalle una realizacion de una chapa de acero laminada en caliente y un metodo para fabricar la misma de acuerdo con la presente invencion. Se debe observar que la presente realizacion se describe en detalle a fin de que se pueda entender mas claramente la esencia de la chapa de acero laminada en caliente y del metodo para fabricar la misma de acuerdo con la presente invencion. Por lo tanto, la presente realizacion no debe limitar la presente invencion.
[Chapa de acero laminada en caliente]
La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con una realizacion de la presente invencion consiste, en % en masa, en
C: 0,05% a 0,15%,
Si: 0% a 0,2%,
Al: 0,5% a 3,0%,
Mn: 1,2% a 2,5%,
P: 0,1% o menos,
S: 0,01% o menos,
N: 0,007% o menos,
Ti: 0,03% a 0,10%,
Nb: 0,008% a 0,06%,
V: 0% a 0,12%,
uno o mas de Cr, Cu, Ni y Mo: 0% a 2,0% en total,
B: 0% a 0,005%,
uno o mas de Ca, Mg, La y Ce: 0% a 0,01% en total,
cantidad total de Si y Al: 0,8 * (Mn-1)% o mas,
cantidad total de Ti y Nb: 0,04% a 0,14%, y
el resto: Fe e impurezas,
en la estructura del acero, la relacion de area total de la martensita y la austenita retenida es 3% a 20%, la relacion de area de la ferrita es 50% a 96% y la relacion de area de la perlita es 3% o menos,
en una zona de la capa superficial, el espesor es menor que 0,5 pm en la direccion del espesor de la chapa de la region en la que esta presente un oxido en forma de red formado en el contorno de los granos cristalinos, la resistencia a la traccion maxima es 720 MPa o mas, la chapa de acero laminada en caliente se somete a un decapado, y en donde el lfmite de elasticidad es 0,82 o menos.
A continuacion se describen las razones de la limitacion de los componentes del material del acero de acuerdo con la presente realizacion.
<Componentes del acero>
A continuacion se describen los componentes del acero de la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion. Cabe senalar que la expresion del % con respecto a los componentes del acero indica % en masa, a menos que se especifique lo contrario.
"C: carbono" 0,05% a 0,15%
En la presente invencion, el C se utiliza para el control de la estructura. Cuando el contenido de C es menor de 0,05%, resulta diffcil garantizar una relacion de area total de la martensita y la austenita retenida de 3% o mas. Asimismo, cuando el contenido de C supera 0,15% aparece una estructura de perlita y las caractensticas de fatiga disminuyen en la zona punzonada. En consecuencia, en la presente descripcion, el intervalo apropiado de C se limita al intervalo de 0,05% a 0,15%. Tengase en cuenta que el ffmite inferior del contenido de C se establece preferiblemente en 0,055%, mas preferiblemente 0,06%. Asimismo, el ffmite superior del contenido de C se establece preferiblemente en 0,14%, mas preferiblemente 0,13%.
"Si: silicio" 0% a 0,2%
En la presente invencion, el Si no esta necesariamente contenido; sin embargo, si se contiene Si, la fraccion de ferrita puede aumentar. No obstante, cuando el contenido de Si supera 0,2%, aumenta el oxido en forma de red en la zona de la capa superficial y, en consecuencia, no se forman cristales densos de fosfato de cinc (la peffcula base del revestimiento por electrodeposicion) en el revestimiento por conversion química en la etapa de revestimiento por electrodeposicion. En consecuencia, se vuelve escasa la adherencia entre la chapa de acero y el material de revestimiento despues del revestimiento por electrodeposicion, y resulta diffcil garantizar la resistencia a la corrosion despues del revestimiento por electrodeposicion. Asimismo, durante el procedimiento de laminacion en caliente se forma una gran cantidad de oxidos de Si-Mn en la zona de la capa superficial, lo cual degrada las caractensticas de fatiga y la capacidad de flexion. Esta es la razon por la cual el intervalo apropiado se establece en 0,2% o menos. El contenido de Si se establece preferiblemente en 0,18% o menos, mas preferiblemente 0,15% o menos. El ffmite inferior del contenido de Si no se limita a un valor particular, pero un contenido menor de 0,001% aumenta el coste de fabricacion, de modo que es preferible que sea 0,001% o mas.
"Al: aluminio" 0,5% a 3,0%
El Al es un elemento que, como el Si, aumenta la fraccion de ferrita. Cuando el contenido de Al es menor que 0,5% no se puede garantizar la fraccion de ferrita, y en consecuencia, no se puede garantizar la resistencia mecanica, la conformabilidad y las caractensticas de fatiga de la superficie frontal punzonada. Por otra parte, cuando el contenido de Al supera 3,0%, se forma una gran cantidad de oxidos que contienen Al y Mn en la zona de la capa superficial y, en consecuencia, se degradan las caractensticas de fatiga y la capacidad de flexion. Esta es la razon por la cual el intervalo apropiado se establece en 0,5% a 3,0%. Tengase en cuenta que el ffmite inferior del contenido de Al se establece preferiblemente en 0,6%. Asimismo, el ffmite superior del contenido de Al se establece preferiblemente en 2,0%, mas preferiblemente 1,5%.
"Mn: manganeso" 1,2% a 2,5%
El Mn se utiliza para controlar la estructura y ajustar la resistencia mecanica. Cuando el contenido de Mn es menor que 1,2%, resulta diffcil garantizar una relacion de area total de la martensita y la austenita retenida de 3% o mas, y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada disminuyen. Por otra parte, cuando el contenido de Mn supera 2,5%, resulta diffcil garantizar una relacion de area de la ferrita de 50% o mas, y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada disminuyen. Asimismo, el espesor del oxido en forma de red aumenta, de modo que las caractensticas de fatiga a la flexion disminuyen. Esta es la razon por la cual el intervalo apropiado se establece en 1,2% a 2,5%. Tengase en cuenta que el ffmite inferior del contenido de Mn se establece preferiblemente en 1,3%, mas preferiblemente 1,5%. Asimismo, el ffmite superior del contenido de Mn se establece preferiblemente en 2,4%, mas preferiblemente 2,3%.
"P: fosforo" 0,1% o menos
El P se puede utilizar para garantizar la resistencia mecanica del acero. Sin embargo, cuando el contenido de P supera 0,1%, la rugosidad de la superficie frontal punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se degradan, de modo que el intervalo apropiado de P se establece en 0,1% o menos. El ffmite inferior del contenido de P no se limita a un valor particular y puede ser 0%, pero un contenido menor que 0,001% aumenta el coste de fabricacion; en consecuencia, el ffmite inferior real es 0,001%. Tengase en cuenta que el contenido de P se establece preferiblemente en 0,05% o menos, mas preferiblemente 0,03% o menos.
"S: azufre" 0,01% o menos
El S es un elemento que influye en las caractensticas de fatiga del material base. Sin embargo, cuando el contenido de S supera 0,01%, la rugosidad de la superficie de rotura punzonada aumenta y en la zona punzonada no se obtienen unas caractensticas de fatiga favorables, de modo que el intervalo apropiado se establece en 0,01% o menos. Asimismo, el ffmite inferior del contenido de S no se limita a un valor particular, y puede ser 0%, pero un contenido menor que 0,0002% aumenta el coste de fabricacion; en consecuencia, el ffmite inferior real es 0,0002%. Tengase en cuenta que el contenido de S se establece preferiblemente en 0,006% o menos, mas preferiblemente 0,003% o menos.
"N: nitrogeno" 0,007% o menos
Cuando el contenido de N supera 0,007%, se forma un nitruro grueso a base de Ti-Nb y se evita la formacion de carburos de aleacion de Ti y Nb, de modo que no se puede obtener la resistencia a la traccion maxima de 720 MPa. En consecuencia, el ffmite superior se establece en 0,007%. Asimismo, el ffmite inferior del contenido de N no se limita a un valor particular, y puede ser 0%, pero un contenido menor que 0,0003% aumenta el coste de fabricacion; en consecuencia, el ffmite inferior real es 0,0003%. Tengase en cuenta que el contenido de N se establece preferiblemente en 0,006% o menos, mas preferiblemente 0,005% o menos.
"Ti: titanio" 0,03% a 0,10%
El Ti se utiliza para realizar el reforzamiento por precipitacion del acero. Asimismo, el Ti es eficaz para evitar la formacion del oxido en forma de red formado en la zona de la capa superficial durante la etapa de laminacion en caliente. Sin embargo, cuando el contenido de Ti es menor que 0,03%, no existe el efecto de evitar la formacion del oxido en forma de red y, asimismo, resulta diffcil garantizar la resistencia a la traccion de 720 MPa o mas. Asimismo, cuando el contenido de Ti supera 0,10%, el efecto se satura, la rugosidad de la zona punzonada aumenta, las caractensticas de fatiga de la zona punzonada disminuyen, el ffmite de elasticidad YR (siglas del ingles “yield ratio”) aumenta y la conformabilidad disminuye. En consecuencia, el intervalo apropiado se limita en 0,03% a 0,10%. Tengase en cuenta que el ffmite inferior del contenido de Ti se establece preferiblemente en 0,04%, mas preferiblemente 0,05%. Asimismo, el ffmite superior del contenido de Ti se establece preferiblemente en 0,09%, mas preferiblemente 0,08%.
"Nb: niobio" 0,008% a 0,06%
El Nb se utiliza para controlar la estructura y realizar el reforzamiento por precipitacion del acero. Asimismo, el Nb es eficaz para evitar la formacion del oxido en forma de red formado en la zona de la capa superficial durante la etapa de laminacion en caliente. Sin embargo, cuando el contenido de Nb es menor que 0,008%, no existe tal efecto; cuando el contenido de Nb supera 0,06%, la rugosidad de la zona punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se degradan. En consecuencia, el intervalo apropiado se limita en 0,008% a 0,6%. Tengase en cuenta que el ffmite inferior del contenido de Nb se establece preferiblemente en 0,009%, mas preferiblemente 0,10%. Asimismo, el ffmite superior del contenido de Nb se establece preferiblemente en 0,055%, mas preferiblemente 0,05%.
"Cantidad total de Si y Al"
El Si y el Al son elementos que aumentan la fraccion de ferrita. Cuando se establece la cantidad total de Si y Al en 0,8 x (Mn-1)% o mas, en masa, resulta posible garantizar una relacion de area de la ferrita de 50% o mas, y obtener unas caractensticas de fatiga a la flexion favorables en la zona punzonada. Asimismo, cuando la cantidad total de Si y Al se establece en un valor apropiado, resulta posible optimizar la profundidad en la direccion del espesor de la chapa en la que esta presente el oxido en forma de red formado en la zona de la capa superficial y mejorar las caractensticas de fatiga a la flexion de la chapa de acero. El ffmite superior de la cantidad total de Si y Al no se limita a un valor particular, pero una cantidad total de Si y Al que supere 3,0% disminuye la tenacidad; en consecuencia, la cantidad total de Si y Al se establece preferiblemente en 3,0% o menos.
"Cantidad total de Ti y Nb"
El Ti y el Nb se utilizan para fabricar acero de alta resistencia mecanica mediante la formacion de un carburo de aleacion de un tamano apropiado. Sin embargo, cuando la cantidad total de Ti y Nb es menor que 0,04%, resulta diffcil garantizar la resistencia a la traccion maxima de 720 MPa o mas. Por otra parte, cuando la cantidad total de Ti y Nb supera 0,14%, la rugosidad de la zona punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se degradan. En consecuencia, el intervalo apropiado de la cantidad total de Ti y Nb se limita en 0,04% a 0,14%.
En la presente realizacion, como componentes del acero ademas de los elementos anteriores pueden estar contenidos selectivamente los siguientes elementos.
"V: vanadio" 0% a 0,12%
En la presente invencion, el V no esta necesariamente contenido pero se puede utilizar para ajustar la resistencia mecanica del acero. Cuando el contenido de V es menor que 0,01%, no existe tal efecto. En consecuencia, en el caso de que se contenga V, el contenido de V se establece deseablemente en 0,01% o mas. Por otra parte, cuando el contenido de V supera 0,12%, la rugosidad de la superficie frontal punzonada puede aumentar y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se pueden degradar. En consecuencia, el contenido de V se establece en 0,12% o menos.
"Uno o mas de Cr, Cu, Ni y Mo: 0% a 2,0% en total"
En la presente invencion, el Cr, el Cu, el Ni y el Mo no estan necesariamente contenidos pero se pueden utilizar para controlar la estructura del acero. Cuando el contenido total de uno o mas de estos elementos es menor que 0,02%, no existe el efecto que acompana a su adicion; en consecuencia, en el caso de que se contenga uno o mas de estos elementos, el contenido total se establece deseablemente en 0,02% o mas. Por otra parte, cuando el contenido total de estos elementos supera 2,0%, disminuye la resistencia a la corrosion del revestimiento. En consecuencia, el intervalo apropiado del contenido total de estos elementos se establece en 2,0% o menos.
"B: boro" 0% a 0,005%
En la presente invencion, el B no esta necesariamente contenido pero se puede utilizar para controlar la estructura de la chapa de acero. Cuando el contenido de B es menor que 0,0003%, no existe tal efecto; en consecuencia, en el caso de que se contenga B, el contenido de B se establece deseablemente en 0,0003% o mas. Por otra parte, cuando el contenido de B supera 0,005%, puede ser diffcil garantizar un 50% o mas de ferrita y se pueden degradar las caractensticas de fatiga a la flexion. En consecuencia, el contenido de B se establece en 0,005% o menos.
"Uno o mas de Ca, Mg, La y Ce: 0% a 0,01% en total"
En la presente invencion, el Ca, el Mg, el La y el Ce no estan necesariamente contenidos pero se pueden utilizar para la desoxidacion del acero. Cuando la cantidad total de uno o mas de estos elementos es menor que 0,0003%, no existe tal efecto; en consecuencia, en el caso de que se contenga uno o mas de estos elementos, el contenido total de los mismos se establece deseablemente en 0,0003% o mas. Por otra parte, cuando el contenido total de los mismos supera 0,01%, se degradan las caractensticas de fatiga. En consecuencia, el intervalo apropiado del contenido total de uno o mas de estos elementos se establece en 0,01% o menos.
En los componentes del acero de la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invencion, el resto distinto de los elementos anteriores es Fe e impurezas. Las impurezas se incluyen, por ejemplo, en las materias primas, tales como los minerales y los residuos, o se incluyen en el procedimiento de fabricacion; sin embargo, no hay ninguna limitacion particular. Cualquier elemento puede estar contenido, segun sea apropiado, si no dana el efecto de la funcion de la presente invencion.
<Estructura del acero>
"Relacion de area total de la martensita y la austenita retenida"
La martensita y la austenita retenida fomentan la rotura ductil en la region localmente deformada de la zona punzonada, y en consecuencia son eficaces para suavizar la rugosidad de la superficie frontal punzonada en el acero reforzado por precipitacion. Es decir, en la presente invencion, que tiene como objetivo aumentar las caractensticas de fatiga de la zona punzonada, la martensita y la austenita retenida son parametros significativos. Asimismo, la martensita y la austenita retenida tambien son eficaces para aumentar la conformabilidad por estiramiento y la ductilidad.
Cuando la relacion de area total de la martensita y la austenita retenida es menor que 3%, no existe tal efecto. Por otra parte, cuando la relacion de area total de la martensita y la austenita retenida supera 20%, la rugosidad de la superficie frontal punzonada tiende a aumentar de nuevo. En consecuencia, el intervalo apropiado de la relacion de area total de la martensita y la austenita retenida se limita en 3% a 20%. La relacion de area total de la martensita y la austenita retenida se establece preferiblemente en 5% o mas, mas preferiblemente 7% o mas. Asimismo, la relacion de area total de la martensita y la austenita retenida se establece preferiblemente en 18% o menos, mas preferiblemente 15% o menos.
En cuanto a la martensita, la martensita revenida tambien es eficaz para suavizar la superficie frontal punzonada. La martensita incluye la llamada martensita fresca y la martensita revenida.
En esta memoria, en el caso en el que la martensita se compare con la austenita retenida, la austenita retenida tiene un efecto un poco mayor sobre la reduccion de la rugosidad de la superficie frontal punzonada y, en consecuencia, esta contenida preferiblemente una cierta cantidad de austenita retenida. Cuando la relacion de area de la austenita retenida es menor que 1%, no se presenta explfcitamente el efecto anterior; por otra parte, cuando la relacion de area de la austenita retenida supera 6%, las caractensticas de fatiga del material base disminuyen. En consecuencia, la relacion de area de la austenita retenida se establece preferiblemente en 1% a 6%.
"Relacion de area de la ferrita"
Con el fin de garantizar la martensita o la austenita retenida, las cuales contribuyen a la mejora de las caractensticas de fatiga del material base y a la mejora de la rugosidad de la superficie frontal punzonada, la ferrita necesita estar contenida en una relacion de area apropiada. Cuando la relacion de area de la ferrita es menor que 50%, resulta diffcil establecer la cantidad apropiada anterior de martensita o austenita retenida, y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se degradan. Por otra parte, tambien en el caso en el que la relacion de area de la ferrita supere 96%, la rugosidad de la superficie frontal punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada se degradan. En consecuencia, el intervalo apropiado de la relacion de area de la ferrita se limita en 50% a 96%. El lfmite inferior de la fraccion de ferrita se establece preferiblemente en 70% o mas, mas preferiblemente 75% o mas. Asimismo, la relacion de area de la ferrita se establece preferiblemente en 93% o menos, mas preferiblemente 90% o menos.
Tengase en cuenta que la ferrita aqu mencionada puede ser cualquiera de ferrita poligonal (ap), ferrita pseudo poligonal (aq) y ferrita baimtica granular (aB) descritas en el "Steel Bainite Photobook - 1", El Instituto del Hierro y el Acero de Japon (1992), pag. 4.
"Relacion de area de la perlita"
La perlita aumenta la rugosidad de la zona punzonada. Cuando la relacion de area supera 3%, las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada tienden a degradarse y la resistencia a la traccion tiende a disminuir. En consecuencia, el intervalo apropiado se limita a 3% o menos. Es mas preferible una cantidad pequena de perlita, y su lfmite inferior es 0%.
En la presente invencion, la perlita incluye la perlita y la pseudo perlita.
Tengase en cuenta que, en la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion, el resto de la estructura metalica puede ser bainita. En esta memoria, se clasifica como bainita la ferrita baimtica (a°B) descrita en el anterior "Steel Bainite Photobook -1", El Instituto del Hierro y el Acero de Japon (1992), pag. 4.
Las relaciones de area de la ferrita, la bainita, la perlita y la martensita se pueden medir mediante el metodo de conteo de puntos o analisis de imagen, utilizando las fotograffas de la estructura que se obtienen al fotografiar con un microscopio optico o un microscopio electronico de barrido (SEM). La ferrita baimtica granular (aB) y la ferrita baimtica (a°B) se determinan mediante la observacion de la estructura con un SEM y un microscopio electronico de transmision (TEM), en base al documento de referencia 1. La fraccion de austenita retenida se mide mediante el metodo de difraccion de rayos X.
<Oxido en forma de red en la zona de la capa superficial
El oxido en forma de red, que contiene uno o mas de Si, Al, Mn y Fe, formado durante la etapa de laminacion en caliente en la zona de la capa superficial de la chapa de acero, degrada las caractensticas de fatiga a la flexion y la resistencia a la corrosion despues del revestimiento. Cuando el espesor (profundidad) en la direccion del espesor de la chapa de la region donde esta presente este oxido en forma de red es 0,5 pm o mas, las caractensticas de capacidad de flexion, la fatiga a la flexion y la resistencia a la corrosion despues del revestimiento se degradan. En consecuencia, el intervalo apropiado se limita a 0,5 pm o menos. Tengase en cuenta que el oxido que influye en las caractensticas de capacidad de flexion y fatiga a la flexion es el oxido en forma de red que se forma en el contorno de los granos cristalinos en la proximidad de la superficie del material base durante la etapa de laminacion en caliente, y no incluye los oxidos que se forman durante la etapa de pudelado y moldeo y que se dispersan uniformemente en el acero. Asimismo, en cuanto a los oxidos internos (oxidos precipitados dentro del grano cristalino), tambien estan presentes los granulados en la zona de la capa superficial pero se considera que tienen una influencia mas pequena sobre la capacidad de flexion y las caractensticas de fatiga a la flexion que los precipitados en forma de red en el contorno de los granos cristalinos del material base. En consecuencia, en la presente invencion, no existe limitacion particular en los oxidos internos granulares, pero existe limitacion en el oxido en forma de red formado en el contorno de los granos cristalinos en la zona de la capa superficial.
<Diametro medio del grano del carburo de aleacion que contiene Ti y del carburo de aleacion que contiene Nb>
El carburo de aleacion que contiene Ti y el carburo de aleacion que contiene Nb son precipitados que contribuyen al reforzamiento por precipitacion. Sin embargo, cuando el diametro medio del grano supera 10 nm, resulta diffcil garantizar la resistencia a la traccion maxima de 720 MPa o mas y, en consecuencia, el intervalo apropiado se limita deseablemente a 10 nm o menos. Tengase en cuenta que aun cuando los carburos de aleacion contengan una cantidad minima de N, V y Mo, el efecto del reforzamiento por precipitacion no cambia. El carburo de aleacion que contiene Ti puede contener N, V y Mo, ademas de Ti y C. Del mismo modo, el carburo de aleacion que contiene Nb puede contener N, V y Mo, ademas de Nb y C. Asimismo, el N, el V y el Mo pueden estar contenidos ademas del Ti y del Nb y el C.
Tengase en cuenta que el diametro del grano del carburo de aleacion que contiene Ti y el carburo de aleacion que contiene Nb se obtiene mediante la observacion con TEM del precipitado en una muestra de acero que se hace mas delgada mediante electropulido o pulido ionico, o mediante la observacion con TEM del residuo obtenido por electroextraccion, y el calculo como diametro del grano circular equivalente de 100 o mas carburos de aleacion.
<Resistencia a la traccion maxima de la chapa de acero>
En la presente invencion, cuando la resistencia a la traccion maxima de la chapa de acero es menor que 720 MPa, el efecto de reduccion del peso de los componentes se vuelve pequeno. En consecuencia, el intervalo se establece en 720 MPa o mas.
<Lfmite de elasticidad: 0,82 o menos>
Para la aplicacion en componentes de automoviles o camiones, los cuales necesitan caractensticas de fatiga, se requiere una excelentes conformabilidad por estiramiento y capacidad de flexion. Cuando el lfmite de elasticidad YR, definido mediante YP/TS (YP: tension de fluencia, TS: resistencia a la traccion) supera 0,82, durante la conformacion en algunos casos se generan fisuras o roturas y la conformacion de componentes se vuelve insatisfactoria. En consecuencia, el lfmite de elasticidad es 0,82 o menos.
[Metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica]
A continuacion se describe un metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion. El metodo de fabricacion de la presente invencion es un metodo que incluye: calentar un planchon que consiste en la composicion de componentes anterior y realizar, sucesivamente, una laminacion grosera y una laminacion final; mantener durante tres segundos o mas, desde que se realiza el descascarillado antes de la laminacion final hasta que termina la laminacion final, un estado en el que no haya agua presente (agua sobre la chapa) sobre la superficie de la chapa de acero, y establecer que la temperatura de terminacion de la laminacion final sea 850°C o mas; realizar un enfriamiento en el que la velocidad media de enfriamiento entre la temperatura de terminacion de la laminacion final y la temperatura Ar3 sea 25°C/s o mas, la velocidad media de enfriamiento entre la temperatura Ar3 y 730°C sea 30°C/s o mas, la velocidad media de enfriamiento entre 730°C y 670°C sea 12°C/s o menos, y la velocidad media de enfriamiento entre 670°C y 550°C sea 20°C/s o mas; y bobinar la chapa de acero laminada en caliente a 530°C o menos.
Primeramente, se calienta el planchon que consiste en la composicion de componentes anterior, y luego se realiza sucesivamente una laminacion grosera y una laminacion final. En este momento, las condiciones para el calentamiento del planchon y las condiciones para la laminacion grosera no se limitan a unas condiciones particulares, y se puede emplear cualquiera de las condiciones que se han utilizado convencionalmente.
En la presente invencion, el agua (agua sobre la chapa) que esta presente sobre la superficie de la chapa de acero, desde que se realiza el descascarillado antes de la laminacion final hasta que termina la laminacion final, es un factor significativo que influye sobre la formacion del oxido en forma de red en la zona de la capa superficial de la chapa de acero. En la etapa de laminacion final, sobre la superficie de la chapa de acero normalmente esta presente el agua a alta presion utilizada en el descascarillado, el agua utilizada para los laminadores en fno y el agua para enfriar la chapa de acero entre los laminadores. Cuando el estado en el que no hay agua presente sobre la superficie de la chapa de acero durante no mas de tres segundos, desde que termina el descascarillado hasta que acaba la laminacion final, en la zona de la capa superficial queda una cantidad excesiva de oxidos en forma de red y las caractensticas de fatiga a la flexion se degradan. En consecuencia, el intervalo apropiado del tiempo de mantenimiento del estado en el que no hay agua presente sobre la superficie de la chapa de acero se establece en tres segundos o mas, preferiblemente cuatro segundos o mas.
Tengase en cuenta que no existe una limitacion particular sobre el metodo para conseguir el estado en el que no haya agua presente sobre la superficie de la chapa de acero y mantener este estado. Por ejemplo, existe un metodo para eliminar la humedad sobre la superficie de la chapa de acero inyectando un gas, tal como el aire, en la direccion del desplazamiento de la chapa de acero desde la direccion de interseccion (direccion en el lado de la superficie lateral).
La temperatura de terminacion FT de la laminacion final es un parametro de fabricacion significativo para controlar el comportamiento ante la oxidacion en la zona de la capa superficial y la estructura metalica de la chapa de acero. Cuando la temperatura de terminacion de la laminacion final es menor que 850°C, resulta mas diffcil optimizar la estructura metalica descrita anteriormente a medida que aumenta el espesor del oxido en forma de red en la zona de la capa superficial. En consecuencia, en la presente invencion, el intervalo apropiado de la temperatura de terminacion de la laminacion final se limita a 850°C o mas, preferiblemente 870°C o mas.
La velocidad de enfriamiento entre la temperatura de terminacion FT de la laminacion final y la temperatura Ar3 es un parametro de fabricacion significativo que influye sobre la microestructura y la resistencia mecanica del acero. Cuando la temperatura media de enfriamiento entre estas temperaturas es menor que25°C/s, no se puede optimizar la relacion de area de la ferrita. En consecuencia, el intervalo apropiado de la velocidad media de enfriamiento entre FT y la temperatura Ar3 se establece en 25°C/s o mas, preferiblemente 45°C/s o mas.
De acuerdo con la invencion, la temperatura Ar3 se calcula a partir de la siguiente expresion (1).
Ar3 (°C) = 910-310xC+33(Si+Al)-80*Mn-20xCu-15xCr-55xNi-80xMo (1)
En la anterior expresion (1), cada sfmbolo atomico indica el contenido de cada elemento (% en masa).
La velocidad de enfriamiento entre la temperatura Ar3 y 730°C es un parametro de fabricacion significativo que influye sobre la formacion del oxido en forma de red en la zona de la capa superficial. Cuando la velocidad media de enfriamiento entre estas temperaturas es menor que 30°C/s, aumenta la profundidad a la que se forma el oxido en forma de red desde la superficie. En consecuencia, en la presente invencion, el intervalo apropiado de la velocidad media de enfriamiento entre la temperatura Ar3 y 730°C se establece en 30°C/s o mas, preferiblemente 35°C/s o mas.
La velocidad de enfriamiento entre 730°C y 670°C es un parametro de fabricacion significativo para garantizar la relacion de area de la ferrita en el acero. Cuando la velocidad media de enfriamiento entre estas temperaturas supera 12°C/s, resulta diffcil garantizar 50% o mas de ferrita. En consecuencia, el intervalo apropiado se establece en 12°C/s o menos, preferiblemente 10°C/s o menos.
La velocidad de enfriamiento entre 670°C y 550°C es un parametro de fabricacion significativo para optimizar la relacion de area de la martensita y la austenita retenida. Cuando la velocidad media de enfriamiento entre estas temperaturas es menor que 20°C/s, se forma perlita y aumenta la rugosidad de la superficie de rotura punzonada, dando lugar a la degradacion de las caractensticas de fatiga de la zona punzonada. En consecuencia, en la presente invencion, el intervalo apropiado se establece en 20°C/s o mas, preferiblemente 25°C/s o mas.
Seguidamente, en el metodo de fabricacion de la presente invencion, la temperatura en el momento del bobinado de la chapa de acero es un parametro de fabricacion significativo para obtener cantidades apropiadas de martensita y austenita retenida. Cuando la temperatura de bobinado supera 530°C, no se obtienen las cantidades adecuadas de martensita y austenita retenida, y es probable que se forme perlita. Por consiguiente, la rugosidad de la superficie de rotura punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se degradan. En consecuencia, en la presente invencion, el intervalo apropiado de la temperatura de bobinado de la chapa de acero se limita a 530°C o menos, preferiblemente 510°C o menos.
La laminacion de endurecimiento o laminacion de nivelacion no es necesaria, pero es eficaz para mejorar el enderezamiento de la forma, el caracter del envejecimiento y las caractensticas de fatiga, y se puede realizar despues o antes del decapado, el cual se describe mas adelante. En el caso de realizar una laminacion de endurecimiento, el lfmite superior de reduccion de la laminacion se establece deseablemente en 3%. Esto se debe a que la conformabilidad de la chapa de acero se dana cuando el lfmite superior supera 3%.
Despues de que se termina la laminacion en caliente, se realiza un decapado y se elimina la cascarilla negra (cascarilla) adherida a la superficie del material base. El decapado despues del acabado de la laminacion en caliente es eficaz para eliminar una cierta cantidad de oxidos en forma de red en el contorno de los granos. Sin embargo, a no ser que se realice el metodo de fabricacion anterior, solo mediante la etapa de decapado despues de la terminacion de la laminacion en caliente es diffcil reducir hasta el valor deseado el espesor de la capa de oxido en forma de red en el contorno de los granos.
A continuacion, la chapa de acero laminada en caliente anterior se puede someter adicionalmente a un tratamiento de revestimiento metalico o a un tratamiento de revestimiento metalico seguido por la formacion de aleacion de la capa revestida con metal.
Primeramente, despues de que la chapa de acero laminada en caliente se decapa, la chapa de acero se calienta utilizando, por ejemplo, un equipo de galvanizacion continua o un equipo de galvanizacion y recocido continuos. A continuacion, la chapa de acero se sumerge en un bano de revestimiento metalico para ser sometida a una inmersion en caliente, de modo que se forme una capa revestida con metal sobre la superficie de la chapa de acero laminada en caliente.
En este caso, cuando la temperatura de calentamiento de la chapa de acero supera 800°C, la estructura metalica de la chapa de acero cambia y, asimismo, aumenta el espesor en la direccion del espesor de la chapa de la region que contiene el oxido en forma de red en la zona de la capa superficial, de modo que no se garantizan las caractensticas de fatiga. En consecuencia, el intervalo apropiado de la temperatura de calentamiento se limita a 800°C o menos.
Asimismo, despues de realizar la inmersion en caliente, se puede realizar un tratamiento de revestimiento metalico seguido por la formacion de aleacion de la capa revestida con metal, de modo que se pueda formar una capa aleada galvanizada por inmersion en caliente.
Tengase en cuenta que no hay una limitacion particular en el tipo de revestimiento metalico. Se puede realizar cualquier tipo de revestimiento metalico siempre que el lfmite superior de la temperatura de calentamiento sea 800°C o menos.
A continuacion, se describen unos metodos para evaluar las caractensticas de la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion.
Las caractensticas de fatiga a la flexion de la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion se evaluaron mediante el lfmite de fatiga en dos millones de veces (valor lfmite del esfuerzo para el que no se produce rotura por fatiga despues de unos esfuerzos repetidos dos millones de veces) obtenido mediante unos ensayos de fatiga a la flexion plana bajo la condicion de una relacion de esfuerzo = -1, de acuerdo con el metodo descrito en la norma JIS Z2275, y se calculo la relacion del lfmite de fatiga a partir de {lfmite de fatiga/TS (resistencia a la traccion)}. En la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion, se puede garantizar una relacion del lfmite de fatiga de 0,45 o mas.
Asimismo, las caractensticas de fatiga de la zona punzonada se pueden evaluar brevemente mediante el metodo siguiente.
A saber, se fabrica una probeta de ensayo de flexion que tiene un orificio perforado en la zona central, y se realizan unos ensayos de fatiga a la flexion de la chapa para evaluar el lfmite de fatiga en dos millones de veces o la relacion del lfmite de fatiga (= lfmite de fatiga/TS). En esta memoria, en el caso en el que los ensayos de fatiga a la flexion se realicen utilizando una probeta de ensayo que tiene 30 mm de ancho, que se obtiene al punzonar un orificio perforado bajo la condicion de un 10% de espacio libre, utilizando un punzon completamente nuevo de ^ 10 mm, en la chapa de acero de la presente invencion se puede garantizar una relacion del lfmite de fatiga de 0,36 o mas. Asimismo, en la presente invencion es mas preferible una relacion del lfmite de fatiga de 0,39 o mas.
Asimismo, en cuanto a la capacidad de flexion de la chapa de acero, se realizaron unos ensayos mediante el metodo de plegado por presion de acuerdo con el metodo descrito en la norma JIS Z2248, con un angulo de plegado de 180° y un radio interior de 1,5t (t es el espesor de la chapa del acero). En la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion es posible garantizar una capacidad de flexion favorable sin que se observen fisuras o roturas en la zona frontal del plegado.
Como se describio anteriormente, de acuerdo con la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invencion, mediante la configuracion anterior se pueden obtener unas excelentes capacidad de flexion, resistencia a la corrosion del revestimiento y durabilidad a la fatiga. En las chapas de acero convencionales, el espesor de la chapa de los componentes se ha establecido teniendo en cuenta la reduccion del espesor por corrosion. Por el contrario, la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion permite la reduccion del espesor de la chapa de los componentes debido a que se puede obtener una excelente resistencia a la corrosion del revestimiento, lo que permite la reduccion del peso de los automoviles, camiones y similares. Asimismo, en las chapas de acero convencionales, aun cuando se realice un alto reforzamiento, la resistencia a la fatiga de la zona punzonada no ha mejorado sustancialmente. Por el contrario, la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion tiene unas excelentes caractensticas de fatiga a la flexion del material base y unas excelentes caractensticas de fatiga de la zona punzonada, y tambien tiene una excelente capacidad de flexion y, en consecuencia, es sumamente adecuada para la reduccion del peso de los componentes.
Asimismo, de acuerdo con el metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion, mediante el empleo del procedimiento y las condiciones anteriores resulta posible fabricar una chapa de acero laminada en caliente que tiene una resistencia a la traccion maxima de 720 MPa o mas, con unas excelentes capacidad de flexion, resistencia a la corrosion despues del revestimiento por electrodeposicion y durabilidad a la fatiga.
Ejemplos
A continuacion, se describen unos ejemplos de la chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la presente invencion, y se describe mas espedficamente la presente invencion. Tengase en cuenta que la presente invencion no se limita a los ejemplos siguientes, y se puede poner en practica aplicando de manera adecuada cualquier modificacion sin apartarse del alcance anterior o posterior. Tal puesta en practica tambien se incluye en el alcance tecnico de la presente invencion.
Primeramente, se colaron unos planchones que teman los componentes del acero A a X que se muestran en la Tabla 1, y luego estos planchones se calentaron nuevamente en el intervalo de 1.050°C a 1.300°C, y se realizo una laminacion grosera. A continuacion, se realizo una laminacion final, un enfriamiento y un bobinado bajo las condiciones mostradas en la Tabla 2, de modo que se fabricaron unas chapas de acero laminadas en caliente. Se variaron los periodos de tiempo del estado en el que el agua no estaba presente sobre la superficie de la chapa de acero desde el descascarillado antes de la laminacion final hasta la terminacion de la laminacion final, la temperatura de terminacion de la laminacion final, las condiciones de enfriamiento y las temperaturas de bobinado. A continuacion, se realizo un tratamiento de decapado, y las chapas de acero de cuya superficie se retiro la cascarilla se sometieron a unos ensayos de evaluacion.
Asimismo, en cuanto al ensayo numero A-12, la chapa de acero laminada en caliente obtenida como en el ensayo numero A-1 se sometio a un decapado, y luego se realizo un tratamiento de recocido a 650°C, y posteriormente se realizo un tratamiento de galvanizacion. En cuanto al ensayo numero A-13, la chapa de acero laminada en caliente obtenida como en el ensayo numero A-1 se sometio a un decapado, y luego se realizo un tratamiento de recocido a 600°C, y posteriormente se realizo un tratamiento de galvanizacion y un tratamiento de formacion de aleacion y galvanizacion.
Las chapas de acero laminadas en caliente de los presentes ejemplos y las chapas de acero laminadas en caliente de los ejemplos comparativos, las cuales se obtuvieron por medio del procedimiento anterior, se sometieron a los ensayos de evaluacion descritos a continuacion. Tengase en cuenta que los caracteres alfabeticos anadidos delante del "numero de ensayo" que se muestra en la Tabla 2 corresponden a los sfmbolos de los aceros que se muestran en la Tabla 1.
Luego, las chapas de acero laminadas en caliente de los presentes ejemplos y las chapas de acero laminadas en caliente de los ejemplos comparativos, las cuales se obtuvieron por medio del procedimiento anterior, se sometieron a los ensayos de evaluacion descritos a continuacion.
Las caractensticas de fatiga de las chapas de acero se evaluaron mediante el lfmite de fatiga en dos millones de veces obtenido mediante unos ensayos de fatiga a la flexion plana bajo la condicion de una relacion de esfuerzo = -1, de acuerdo con el metodo descrito en la norma JIS Z2275, y se calcularon las relaciones del lfmite de fatiga a partir de {lfmite de fatiga/TS (resistencia a la traccion)}. Tengase en cuenta que se evaluaron como favorables las relaciones del lfmite de fatiga de 0,45 o mas.
Las caractensticas de fatiga de las zonas punzonadas se evaluaron mediante el lfmite de fatiga en dos millones de veces obtenido mediante unos ensayos de fatiga a la flexion plana, utilizando unas probetas de ensayo de flexion que teman un orificio perforado en la zona central, bajo la condicion de una relacion de esfuerzo = -1, de acuerdo con el metodo descrito en la norma JIS Z2275, y se calcularon los lfmites de fatiga a partir de {lfmite de fatiga/TS (resistencia a la traccion)}. En esta memoria, el procedimiento de punzonamiento para proporcionar los orificios perforados se realizo con la condicion de un 10% de espacio libre, utilizando un punzon completamente nuevo de ^ 10 mm. Tengase en cuenta que se evaluaron como caractensticas de fatiga favorables de las zonas punzonadas las relaciones del lfmite de fatiga de 0,39 o mas.
La capacidad de flexion de las chapas de acero se evaluo mediante unos ensayos realizados con un metodo de plegado por presion de acuerdo con el metodo descrito en la norma JIS Z2248, con un angulo de plegado de 180° y un radio interior de 1,5t (t es el espesor de la chapa de acero), extrayendo unas probetas de ensayo de manera que la direccion longitudinal de la probeta de ensayo se vuelva perpendicular a la direccion de laminacion. Se evaluaron como A (favorables) las probetas de ensayo en las que no se observaron fisuras o roturas en la zona frontal del plegado.
Las caractensticas de traccion de las chapas de acero se evaluaron mediante unos ensayos de esfuerzo extrayendo de cada una de las chapas de acero una probeta de ensayo, segun la norma JIS N° 5, bajo la condicion de que la direccion del esfuerzo sea perpendicular (direccion C) a la direccion de laminacion.
Las estructuras metalicas a lo largo de las secciones transversales de las chapas de acero se observaron con un SEM, y los valores promedio en tres o mas de las regiones observadas se establecieron como el espesor de la region donde el oxido en forma de red esta presente en la zona de la capa superficial de la chapa de acero.
En cuanto a la resistencia a la corrosion del revestimiento, primeramente se desengrasaron las chapas de acero laminadas en caliente decapadas y luego se sometieron a un tratamiento con fosfato de cinc (revestimiento de conversion química) como tratamiento previo, y se realizo un revestimiento por electrodeposicion cationica de 25 pm de espesor, y finalmente se realizo un tratamiento de coccion a 170°C durante veinte minutos. Luego, despues de que a la superficie del revestimiento por electrodeposicion se anadieran unas hendiduras lineales, se realizaron unos ensayos de niebla salina (ensayos SST) durante 200 horas de acuerdo con el metodo descrito en la norma JIS Z2371. Despues de los ensayos, se midieron los anchos de las porciones desprendidas de las pelfculas de revestimiento cuando se realizaron los ensayos de desprendimiento de cinta adhesiva. Los anchos de las porciones desprendidas de las pelfculas de revestimiento de 2 mm o menos se evaluaron como "A (resistencia a la corrosion favorable)", y los anchos de las porciones desprendidas de las pelfculas de revestimiento de mas de 2 mm se evaluaron como "B (resistencia a la corrosion escasa)".
La Tabla 1 muestra la lista de componentes del acero, y la Tabla 2 muestra la lista de los resultados de la evaluacion del espesor del oxido en forma de red desde la superficie, las caractensticas de fatiga a la flexion, las caractensticas de fatiga de las zonas punzonadas, la resistencia a la traccion (TS), el lfmite de elasticidad, y la capacidad de flexion de las chapas de acero laminadas en caliente fabricadas. Tengase en cuenta que los indices de la Tabla 2 indican los siguientes conceptos.
t: penodo de tiempo durante el cual el agua no esta presente sobre la chapa de acero desde el descascarillado hasta el acabado de la laminacion final (segundos)
FT: temperatura de terminacion de la laminacion final (°C)
CR1: velocidad media de enfriamiento entre FT y la temperatura Ar3 (°C/s)
CR2: velocidad media de enfriamiento entre la temperatura Ar3 y 730°C (°C/s)
CR3: velocidad media de enfriamiento entre 730°C y 670°C (°C/s)
CR4: velocidad media de enfriamiento entre 670°C y 550°C (°C/s)
CT: temperatura de bobinado (°C)
dMc: diametro medio del grano del carburo de aleacion que contiene Ti y el carburo de aleacion que contiene Nb (nm)
fF: relacion de area de la ferrita (%)
fM: relacion de area de la martensita (%)
fy: fraccion de volumen de la austenita retenida (%)
fp: relacion de area de la perlita (%)
hox: espesor en la direccion del espesor de la chapa de la region donde el oxido en forma de red esta presente en la zona de la capa superficial (pm)
EL: alargamiento total de la chapa de acero (%)
ow/TS: relacion del lfmite de fatiga
owp/TS: relacion del lfmite de fatiga de la probeta de ensayo con un orificio perforado.
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Como se muestra en la Tabla 2, cada una de las chapas de acero laminadas en caliente de los presentes ejemplos, que estan dentro del alcance de la presente invencion, tiene una relacion del Kmite de fatiga a la flexion de 0,45 o mas, una relacion del lfmite de fatiga a la flexion con un orificio perforado de 0,39 o mas, una evaluacion "A" de la resistencia a la corrosion despues del revestimiento, una evaluacion "A" de la capacidad de flexion y una resistencia a la traccion TS de la chapa de acero de 720 MPa o mas. Por lo tanto, se pone de manifiesto que la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion tiene unas excelentes capacidad de flexion, resistencia a la corrosion del revestimiento y caractensticas de fatiga a la flexion de la chapa de acero y la zona punzonada.
Por el contrario, en cada una de las chapas de acero laminadas en caliente de los ejemplos comparativos, al menos uno de los lfmites anteriores en la presente invencion esta fuera del intervalo apropiado. Por lo tanto, al menos una de la capacidad de flexion, la resistencia a la corrosion del revestimiento y las caractensticas fatiga de la zona punzonada es inferior.
En cuanto a los ensayos numero A-3 y D-1, dado que el penodo t durante el cual el agua no esta presente sobre la chapa de acero era corto, la region donde esta presente el oxido en forma de red en la zona de la capa superficial es gruesa, las caractensticas de fatiga a la flexion de la chapa de acero y la zona punzonada se degradan y la resistencia a la corrosion despues del revestimiento es deficiente.
En cuanto al ensayo numero A-4, la temperatura de terminacion FT de la laminacion final era menor o igual que el intervalo apropiado, la region donde el oxido en forma de red esta presente en la zona de la capa superficial es gruesa, las caractensticas de fatiga a la flexion del acero la chapa y la zona punzonada se degradan y la resistencia a la corrosion despues del revestimiento es deficiente.
En cuanto a los ensayos numero K-1, M-1, N-1, S-1 y W-1, dado que los componentes del acero no eran apropiados, la capa de oxido dentro de la capa superficial del hierro base es gruesa, las caractensticas de fatiga a la flexion de la plancha original y la zona punzonada se degradan y la resistencia a la corrosion despues del revestimiento es deficiente.
En cuanto a los ensayos numero A-10, A-11, D-3 y D-4, dado que la velocidad de enfriamiento entre Ar3 y 730°C era lenta y el oxido en forma de red presente en la zona de la capa superficial era espeso, la capacidad de flexion y las caractensticas de fatiga se degradan.
En cuanto al ensayo numero A-5, dado que la velocidad de enfriamiento entre FT y Ar3 era lenta y la velocidad de enfriamiento entre 730°C y 670°C era rapida, la fraccion de ferrita es baja y las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada se degradan.
En cuanto a los ensayos numero A-6, A-7, I-1 y V-1, dado que la relacion de area de la martensita y la austenita retenida era baja, la rugosidad de la superficie de rotura punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada se degradan
En cuanto a los ensayos numero J-1, L-1 y U-1, dado que los componentes del acero no eran apropiados, se cumple cualquiera de los siguientes requisitos: la fraccion de ferrita es baja, la relacion de area de la martensita y la austenita retenida esta fuera del intervalo apropiado, y la relacion de area de la perlita es alta. En consecuencia, la rugosidad de la superficie de rotura punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada se degradan.
En cuanto a los ensayos numero I-1, Q-1 y S-1, dado que los componentes del acero no eran apropiados, la resistencia a la traccion maxima (TS) esta fuera del intervalo apropiado.
En cuanto a los ensayos numero O-1 y P-1, dado que el contenido de P o S era excesivo, la rugosidad de la superficie de rotura punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada se degradan.
En cuanto a los ensayos numero R-1 y T-1, dado que el contenido de Ti o Nb, o la cantidad total de Ti y Nb eran excesivos, la rugosidad de la superficie de rotura punzonada aumenta y las caractensticas de fatiga a la flexion de la zona punzonada se degradan.
En cuanto al ensayo numero X-1, aunque las caractensticas de fatiga eran favorables, dado que la cantidad total de Ti y Nb era demasiado pequena, la resistencia a la traccion maxima (TS) esta fuera del intervalo apropiado.
A partir de los resultados de los ejemplos descritos anteriormente, de acuerdo con la chapa de acero laminada en caliente y el metodo para fabricar la chapa de acero laminada en caliente de la presente invencion, se pone de manifiesto que, aun cuando se realice un revestimiento por electrodeposicion en una chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica que tiene una resistencia a la traccion maxima de 720 MPa o mas, se obtiene una capacidad de flexion favorable, una resistencia a la corrosion favorable y caractensticas de fatiga a la flexion del material base y la zona punzonada.
Aplicabilidad industrial
De acuerdo con la presente invencion, por ejemplo, resulta posible proporcionar una chapa de acero laminada en caliente de alta resistencia mecanica con unas excelentes capacidad de flexion, resistencia a la corrosion del revestimiento y caractensticas de fatiga del material base y la zona punzonada, la cual se pueda utilizar adecuadamente como material para bastidores, componentes, chasis y similares de automoviles o camiones. De esta manera, mediante la aplicacion de la presente invencion en componentes tales como bastidores, componentes, chasis y similares de automoviles o camiones, la resistencia a la corrosion despues del revestimiento y la resistencia a la fatiga del componente punzonado aumentan. Asimismo, la ventaja de la reduccion del peso se puede obtener suficientemente, de modo que las consecuencias industriales son sumadamente elevadas.
Lista de signos de referencia
1 material base
1a superficie
2 oxido en forma de red
3 cascarilla

Claims (11)

REIVINDICACIONES
1. - Una chapa de acero laminada en caliente, que consiste, en % en masa, en
C: 0,05% a 0,15%,
Si: 0% a 0,2%,
Al: 0,5% a 3,0%,
Mn: 1,2% a 2,5%,
P: 0,1% o menos,
S: 0,01% o menos,
N: 0,007% o menos,
Ti: 0,03% a 0,10%,
Nb: 0,008% a 0,06%,
V: 0% a 0,12%,
uno o mas de Cr, Cu, Ni y Mo: 0% a 2,0% en total,
B: 0% a 0,005%,
uno o mas de Ca, Mg, La y Ce: 0% a 0,01% en total,
cantidad total de Si y Al: 0,8 * (Mn-1)% o mas,
cantidad total de Ti y Nb: 0,04% a 0,14%, y
el resto: Fe e impurezas.
en donde, en la estructura del acero, la relacion de area total de la martensita y la austenita retenida es 3% a 20%, la relacion de area de la ferrita es 50% a 96% y la relacion de area de la perlita es 3% o menos,
en donde, en una zona de la capa superficial, el espesor es menor que 0,5 pm en la direccion del espesor de la chapa de la region en la que esta presente un oxido en forma de red formado en el contorno de los granos cristalinos, la resistencia a la traccion maxima es 720 MPa o mas y la chapa de acero laminada en caliente se somete a un decapado, y
en donde el lfmite de elasticidad es 0,82 o menos.
2. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la reivindicacion 1, que comprende un carburo de aleacion que contiene Ti y un carburo de aleacion que contiene Nb,
en donde el diametro medio del grano del carburo de aleacion que contiene Ti y del carburo de aleacion que contiene Nb es 10 nm o menos.
3. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la reivindicacion 1 o 2, que comprende, en % en masa, Si: 0,001% a 0,2%.
4. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, que comprende, en % en masa, V: 0,01% a 0,12%.
5. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con una cualquiera de la rseivindicaciones 1 a 4, que comprende, en % en masa, uno o mas de Cr, Cu, Ni y Mo: 0,02% a 2,0% en total.
6. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, que comprende, en % en masa, B: 0,0003% a 0,005%.
7. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, que comprende, en % en masa, uno o mas de Ca, Mg, La y Ce: 0,0003% a 0,01% en total.
8. - La chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7, en donde la superficie se reviste con metal o se somete a un tratamiento de revestimiento metalico seguido por la formacion de aleacion de la capa revestida con metal.
9. - Un metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente, comprendiendo el metodo:
calentar un planchon que consiste, en % en masa, en
C: 0,05% a 0,15%,
Si: 0% a 0,2%,
Al: 0,5% a 3,0%,
Mn: 1,2% a 2,5%,
P: 0,1% o menos,
S: 0,01% o menos,
N: 0,007% o menos,
Ti: 0,03% a 0,10%,
Nb: 0,008% a 0,06%,
V: 0% a 0,12%,
uno o mas de Cr, Cu, Ni y Mo: 0% a 2,0% en total,
B: 0% a 0,005%,
uno o mas de Ca, Mg, La y Ce: 0% a 0,01% en total,
cantidad total de Si y Al: 0,8 * (Mn-1)% o mas,
cantidad total de Ti y Nb: 0,04% a 0,14%, y
el resto: Fe e impurezas, y realizar sucesivamente una laminacion grosera y una laminacion final;
mantener durante tres segundos o mas, desde que se realiza el descascarillado antes de la laminacion final hasta que termina la laminacion final, un estado en el que el agua no este presente sobre la superficie de la chapa de acero, y establecer que la temperatura de terminacion de la laminacion final sea 850°C o mas;
realizar un enfriamiento en el que la velocidad media de enfriamiento entre la temperatura de terminacion de la laminacion final y la temperatura Ar3 sea 25°C/s o mas, la velocidad media de enfriamiento entre la temperatura Ar3 y 730°C sea 30°C/s o mas, la velocidad media de enfriamiento entre 730°C y 670°C sea 12°C/s o menos, y la velocidad media de enfriamiento entre 670°C y 550°C sea 20°C/s o mas;
bobinar la chapa de acero laminada en caliente a 530°C o menos; y
decapar la chapa de acero laminada en caliente despues del bobinado, en donde la temperatura Ar3 se calcula a partir de la siguiente expresion (1) (cada sfmbolo atomico indica % en masa)
Ar3 (°C) = 910-310*C+33(Si+Al)-80xMn-20xCu-15xCr-55*Ni-80xMo (1)
10. - Un metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la reivindicacion 9, comprendiendo el metodo:
despues del decapado, calentar la chapa de acero laminada en caliente a 800°C o menos y sumergir la chapa de acero laminada en caliente en un bano de revestimiento metalico.
11. - El metodo para fabricar una chapa de acero laminada en caliente de acuerdo con la reivindicacion 10, comprendiendo el metodo ademas: realizar un tratamiento de formacion de aleacion sobre la capa revestida con metal.
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Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9869009B2 (en) * 2013-11-15 2018-01-16 Gregory Vartanov High strength low alloy steel and method of manufacturing
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN107406929B (zh) 2015-02-25 2019-01-04 新日铁住金株式会社 热轧钢板
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN107614728B (zh) * 2015-05-26 2020-04-21 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
JP6756088B2 (ja) * 2015-06-11 2020-09-16 日本製鉄株式会社 冷間加工性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP6179584B2 (ja) 2015-12-22 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
GB2546808B (en) * 2016-02-01 2018-09-12 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
GB2546809B (en) * 2016-02-01 2018-05-09 Rolls Royce Plc Low cobalt hard facing alloy
WO2018026015A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
CN109563580A (zh) 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
CN106566986B (zh) * 2016-11-10 2019-01-25 武汉钢铁有限公司 用于制造挖掘机动臂的高表面质量热轧钢板及制造方法
CN110214196B (zh) * 2017-01-27 2021-10-01 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
CN107419177A (zh) * 2017-08-07 2017-12-01 武汉钢铁有限公司 用于汽车的抗拉强度为540MPa级的热轧酸洗钢及其制造方法
CN107587054A (zh) * 2017-09-06 2018-01-16 河钢股份有限公司承德分公司 一种低碳当量易焊接380cl轮辋用钢及其生产方法
KR102020381B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법
CN109594012A (zh) * 2018-11-05 2019-04-09 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种700MPa级稀土耐腐蚀车用钢带及其制备方法
CN110747390B (zh) * 2019-04-16 2021-05-25 敬业钢铁有限公司 一种高强度耐腐蚀船舶用钢及其制备方法
CN110129681B (zh) * 2019-06-20 2021-05-28 新疆八一钢铁股份有限公司 一种超高强度汽车结构钢生产方法
CN112522608A (zh) * 2020-11-18 2021-03-19 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa以上级别增强成型性热镀锌双相钢及其制备方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05179346A (ja) 1991-12-31 1993-07-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 切欠き疲労強度の高い熱延鋼板の製造方法
JP3464588B2 (ja) 1997-04-04 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法
JP3967868B2 (ja) * 2000-05-25 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2002317246A (ja) 2001-04-19 2002-10-31 Nippon Steel Corp 切り欠き疲労強度とバーリング加工性に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP4180909B2 (ja) 2002-12-26 2008-11-12 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20070050108A (ko) 2002-12-26 2007-05-14 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 구멍 확장성, 연성 및 화성 처리성이 우수한 고강도 박강판및 그 제조 방법
JP4317418B2 (ja) * 2003-10-17 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板
JP4460343B2 (ja) 2004-04-13 2010-05-12 新日本製鐵株式会社 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4469268B2 (ja) 2004-12-20 2010-05-26 新日本製鐵株式会社 高強度電磁鋼板の製造方法
JP4469269B2 (ja) 2004-12-20 2010-05-26 新日本製鐵株式会社 高周波磁気特性の優れた電磁鋼板とその製造方法
TW200801208A (en) * 2004-12-20 2008-01-01 Nippon Steel Corp A high strength electrical steel sheet and a method for producing the same
JP5070732B2 (ja) 2005-05-30 2012-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4484070B2 (ja) * 2005-07-15 2010-06-16 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板及びその製造方法
US7887648B2 (en) * 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
JP4737761B2 (ja) 2006-06-01 2011-08-03 株式会社神戸製鋼所 強度−伸びバランスと疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP5087980B2 (ja) 2007-04-20 2012-12-05 新日本製鐵株式会社 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2009054539A1 (ja) * 2007-10-25 2009-04-30 Jfe Steel Corporation 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
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
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
JP2010159672A (ja) 2009-01-07 2010-07-22 Nissan Motor Co Ltd エンジンの排気浄化装置
JP5440431B2 (ja) 2010-07-14 2014-03-12 新日鐵住金株式会社 塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

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