ES2733452T3 - Lámina de acero galvanizada de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia con moldeabilidad superior, y método para producirlas - Google Patents

Lámina de acero galvanizada de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia con moldeabilidad superior, y método para producirlas Download PDF

Info

Publication number
ES2733452T3
ES2733452T3 ES12819665T ES12819665T ES2733452T3 ES 2733452 T3 ES2733452 T3 ES 2733452T3 ES 12819665 T ES12819665 T ES 12819665T ES 12819665 T ES12819665 T ES 12819665T ES 2733452 T3 ES2733452 T3 ES 2733452T3
Authority
ES
Spain
Prior art keywords
steel sheet
high strength
phase
less
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
ES12819665T
Other languages
English (en)
Inventor
Hiroyuki Kawata
Naoki Maruyama
Akinobu Murasato
Akinobu Minami
Takeshi Yasui
Yuji Yamaguchi
Natsuko Sugiura
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Application granted granted Critical
Publication of ES2733452T3 publication Critical patent/ES2733452T3/es
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

Lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad que consiste en, en % en masa, C: entre el 0,075 y el 0,300 %, Si: entre el 0,70 y el 2,50 %, Mn: entre el 1,30 y el 3,50 %, P: entre el 0,001 y el 0,030 %, S: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, Al: entre el 0,005 y el 1,500 %, N: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, y O: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, que contiene, como elementos opcionales, uno o más de Ti: entre el 0,005 y el 0,150 %, Nb: entre el 0,005 y el 0,150 %, B: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, Cr: entre el 0,01 y el 2,00 %, Ni: entre el 0,01 y el 2,00 %, Cu: entre el 0,01 y el 2,00 %, Mo: entre el 0,01 y el 1,00 %, W: entre el 0,01 y el 1,00 %, V: entre el 0,005 y el 0,150 %, y uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM: entre el 0,0001 y el 0,5000 % total, y el resto es hierro e impurezas inevitables, en donde la estructura de la lámina de acero contiene, en fracción de volumen, entre el 2 y el 20 % de fase de austenita residual, fase de ferrita: entre el 10 y el 75 %, fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita: entre el 10 y el 50 %, fase de martensita revenida: entre el 10 y el 50 %, y fase de martensita fresca: el 10 % o menos, y dicha fase de austenita residual tiene un punto de transformación de martensita de -60 °C o menos.

Description

DESCRIPCIÓN
Lámina de acero galvanizada de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia con moldeabilidad superior, y método para producirlas
Campo técnico
La presente invención se refiere a una lámina de acero de alta resistencia y una lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tienen excelente formabilidad y a métodos para su producción.
Antecedentes de la técnica
En los últimos años, ha habido una demanda creciente de mayor resistencia en la lámina de acero que se utiliza para automóviles, etc. En particular, con el fin de mejorar la seguridad de colisión, etc., también se utiliza una lámina de acero de alta resistencia con una carga de tracción máxima de 900 MPa o más. Dicha lámina de acero de alta resistencia se forma a bajo costo en grandes volúmenes al presionarla de la misma manera que una lámina de acero blanda y se utiliza como miembros estructurales.
Sin embargo, en los últimos años, junto con el rápido aumento de la resistencia de la lámina de acero de alta resistencia, en particular en la lámina de acero de alta resistencia con una carga de tracción máxima de 900 MPa o más, ha surgido el problema de que la formabilidad se ha vuelto insuficiente y el trabajo acompañado de deformación local como la conformabilidad elástica se ha vuelto difícil. Por este motivo, en la lámina de acero de alta resistencia con una carga de tracción máxima elevada, también se ha exigido la realización de una docilidad suficiente.
PLT 1 describe, como técnica para mejorar la plegabilidad de la lámina de acero de alta resistencia, una lámina de acero con una resistencia a la tracción de entre 780 y 1470 MPa, una buena forma y excelente plegabilidad, que se obtiene al tomar una lámina de acero cuya microestructura está compuesta principalmente por bainita o martensita revenida, lo que hace que la cantidad de Si contenida en el acero, en % en masa, 0,6 % o menos, se enfríe a una temperatura al menos 50 °C inferior a la temperatura de transformación de bainita predeterminada para promover la transformación de austenita a bainita o martensita y, así, hacer que la tasa de volumen de austenita residual que está contenida en la estructura y que tiene un punto de transformación de martensita de -196 °C o sea del 2 % o inferior.
PLT 2 describe, como técnica para mejorar la formabilidad de la lámina de acero de alta resistencia, el método para mejorar la ductilidad y la capacidad de embridado elástico mediante el enfriamiento de una lámina de acero que se ha laminado en caliente a 500 °C o menos, enrollándola, luego el recalentamiento entre 550 y 700 °C, después la realización sucesiva de un proceso de laminación en frío y un proceso de recocido continuo, de modo que una segunda fase que contiene austenita residual y además contiene una fase de transformación a baja temperatura se torne fina en tamaño de partícula promedio y para que la cantidad de austenita residual, la cantidad de solución sólida C en la austenita residual y el tamaño de partícula promedio cumplan fórmulas de relación predeterminadas.
PLT 3 describe, como técnica para mejorar la capacidad de embridado elástico de la lámina de acero de alta resistencia, una lámina de acero que se reduce en diferencia estándar en dureza dentro de la lámina de acero y a la que se le proporciona dureza equivalente en toda la región de lámina de acero.
PLT 4 describe, como técnica para mejorar la capacidad de embridado elástico de la lámina de acero de alta resistencia, una lámina de acero que se reduce en dureza de las partes duras a través del tratamiento térmico y que se reduce en diferencia de dureza con las partes blandas.
PLT 5 describe, como técnica para mejorar la capacidad de embridado elástico de la lámina de acero de alta resistencia, ponerle a las partes duras la bainita relativamente blanda para reducir la diferencia de dureza con respecto a las partes blandas.
PLT 6 describe, como técnica para mejorar la capacidad de embridado elástico de la lámina de acero de alta resistencia, una lámina de acero que tiene una estructura compuesta, por tasa de área, por entre el 40 y el 70 % de martensita revenida y un equilibrio de ferrita, en donde la relación entre un valor límite superior y un valor límite inferior de una concentración de Mn en la sección transversal de la dirección del espesor de la lámina de acero se reduce. PLT 7 describe una placa de acero que tiene una microestructura que contiene ferrita y/o bainita y además austenita en una fracción de volumen de entre el 3 y el 50 %.
Lista de referencias
Bibliografía de patentes
PLT 1: publicación de patente japonesa n.° 10-280090A
PLT 2: publicación de patente japonesa n.° 2003-183775A
PLT 3: publicación de patente japonesa n.° 2008-266779A
PLT 4: publicación de patente japonesa n.° 2007-302918A
PLT 5: publicación de patente japonesa n.° 2004-263270A
PLT 6: publicación de patente japonesa n.° 2010-65307A
PLT 7: publicación de patente japonesa n.° H11-193439A
Compendio de la invención
Problema técnico
La lámina de acero de alta resistencia que se describe en PLT 1, tiene el problema de que en la estructura de la lámina de acero hay poca ferrita y austenita residual para mejorar la ductilidad y, por lo tanto, no se puede obtener suficiente ductilidad.
El método de producción de lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con PLT 2 requiere un aparato de recalentamiento a gran escala, por lo que existe el problema de que el costo de producción aumenta.
También en las técnicas que se describen en PLT de 3 a 6, la docilidad en la lámina de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más es insuficiente.
La presente invención se realizó teniendo en cuenta los problemas anteriores y tiene como objetivo la provisión de una lámina de acero de alta resistencia y una lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tienen excelente formabilidad y métodos para su producción, a través de los cuales se garantiza una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o mayor resistencia mientras se obtiene excelente ductilidad y capacidad de embridado elástico.
Solución al problema
Los inventores, etc. realizaron estudios intensivos sobre la estructura de la lámina de acero y el método de producción para obtener excelente ductilidad y capacidad de embridado elástico en la lámina de acero de alta resistencia. Como resultado, descubrieron que al hacer que los ingredientes de acero sean intervalos adecuados y además al establecer condiciones de recocido adecuadas después de la laminación en frío, es posible hacer que la relación de la fase de austenita residual en la estructura de la lámina de acero sea un intervalo predeterminado mientras se reduce la temperatura de inicio de transformación de martensita de la fase de austenita residual, y que al producir la lámina de acero de alta resistencia en dichas condiciones y controlando la relación de la fase de austenita residual en la estructura de la lámina de acero y el punto de transformación de martensita con los intervalos adecuados, se garantiza una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o mayor mientras se mejora la ductilidad y la capacidad de embridado elástico (expansibilidad de agujero) y se obtiene excelente formabilidad.
La presente invención se realizó como resultado de estudios adicionales basados en los hallazgos anteriores y tiene como esencia lo siguiente:
(1) Lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad que consiste en, en % en masa, C: entre el 0,075 y el 0,300 %, Si: entre el 0,70 y el 2,50 %, Mn: entre el 1,30 y el 3,50 %, P: entre el 0,001 y el 0,030 %, S: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, Al: entre el 0,005 y el 1,500%, N: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, y O: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, que contiene, como elementos opcionales, uno o más de Ti: entre el 0,005 y el 0,150 %, Nb: entre el 0,005 y el 0,150 %, B: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, Cr: entre el 0,01 y el 2,00 %, Ni: entre el 0,01 y el 2,00 %, Cu: entre el 0,01 y el 2,00 %, Mo: entre el 0,01 y el 1,00 %, W: entre el 0,01 y el 1,00 %, V: entre el 0,005 y el 0,150 %, y uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM: entre el 0,0001 y el 0,5000 % total, y el resto es hierro e impurezas inevitables, en donde la estructura de la lámina de acero contiene, en fracción de volumen, entre el 2 y el 20 % de fase de austenita residual, fase de ferrita: entre el 10 y el 75 %, fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita: entre el 10 y el 50 %, fase de martensita revenida: entre el 10 y el 50 %, y fase de martensita fresca: el 10 % o menos, y la fase de austenita residual tiene un punto de transformación de martensita de -60 °C o menos.
(2) La lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad de acuerdo con (1), caracterizada por que una relación de la fase de austenita residual que se transforma a martensita a -198 °C es, en fracción de volumen, el 2 % o menos de la fase de austenita residual total.
(3) La lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad de acuerdo con (1) o (2), caracterizada por que la fase de austenita residual tiene un punto de transformación de martensita de -198 °C o menos.
(4) Lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizada por que comprende la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con cualquiera de (1) a (3) en cuya superficie se forma una capa galvanizada.
(5) Un método de producción de lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por que comprende un proceso de laminación en caliente por el que se calienta una placa que consiste en, en % en masa, C: entre el 0,075 y el 0,300 %, Si: entre el 0,70 y el 2,50 %, Mn: entre el 1,30 y el 3,50 %, P: entre el 0,001 y el 0,030 %, S: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, Al: entre el 0,005 y el 1,500 %, N: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, y O: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, que contiene, como elementos opcionales, uno o más de Ti: entre el 0,005 y el 0,150 %, Nb: entre el 0,005 y el 0,150 %, B: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, Cr: entre el 0,01 y el 2,00 %, Ni: entre el 0,01 y el 2,00 %, Cu: entre el 0,01 y el 2,00 %, Mo: entre el 0,01 y el 1,00 %, W: entre el 0,01 y el 1,00 %, V: entre el 0,005 y el 0,150 %, y uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM: entre el 0,0001 y el 0,5000 % total, y el resto es hierro e impurezas inevitables, directamente o después de enfriar una vez, hasta 1050 °C o más, se termina la laminación en el punto Ar3 o más para obtener una lámina de acero, y se enrolla entre 500 y 750 °C de temperatura, un proceso de laminación en frío por el que se decapa la lámina de acero enrollada, enrollandola luego a una tasa de atornillado de entre el 35 y el 75 %, y un proceso de recocido por el que se calienta la lámina de acero después del proceso de laminación en frío hasta una temperatura de calentamiento máxima de 740 a 1000 °C, luego se enfría a una tasa de enfriamiento promedio desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700 °C de entre 1,0 y 10,0 °C/seg y a una tasa de enfriamiento promedio desde 700 hasta 500 °C de entre 5,0 y 200 °C/seg, después se mantiene a una temperatura de 350 a 450 °C durante 30 a 1000 segundos, luego se enfríar hasta temperatura ambiente y, mientras se enfría desde la temperatura de calentamiento máxima hasta la temperatura ambiente, se recalienta desde el punto Bs o menos de 500 °C hasta 500 °C o más al menos una vez y se recalienta desde el punto Ms o menos de 350 °C hasta 350 °C o más al menos una vez.
(6) El método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por producir una lámina de acero de alta resistencia por el método de producción de lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con (5) y luego galvanizarla.
(7) Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por producir una lámina de acero de alta resistencia por el método de producción de acuerdo con (5) durante cuyo proceso de recocido, en el momento de enfriar desde la temperatura de calentamiento máxima hasta temperatura ambiente, se sumerge la lámina de acero después del proceso de laminación en frío en un baño de zinc para galvanizarla por inmersión en caliente.
(8) Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por producir una lámina de acero de alta resistencia por el método de producción de acuerdo con (5) después de cuyo proceso de recocido se realiza galvanizado por inmersión en caliente.
(9) Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad de acuerdo con (7) o (8) caracterizado por la realización de tratamiento de aleación entre 470 y 650 °C de temperatura después del galvanizado por inmersión en caliente.
Efectos ventajosos de la invención
De acuerdo con la presente invención, se puede realizar una lámina de acero de alta resistencia donde se garantiza una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o superior mientras se obtiene excelente formabilidad.
Breve descripción de los dibujos
La figura 1A es una vista que muestra un ejemplo de un patrón de enfriamiento en el tratamiento de recocido en el método de producción de la presente invención.
La figura 1B es una vista que muestra otro ejemplo de un patrón de enfriamiento en el tratamiento de recocido en el método de producción de la presente invención.
La figura 2 es una vista que explica una modalidad de la presente invención y una vista que muestra la relación entre una resistencia a la tracción t S y una elongación total EL.
La figura 3 es una vista que explica una modalidad de la presente invención y una gráfica que muestra la relación entre una resistencia a la tracción TS y una tasa de expansión de agujero A.
Descripción de modalidades
A continuación se explican una lámina de acero de alta resistencia y una lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tienen excelente formabilidad y métodos para su producción de las modalidades de la presente invención. Cabe destacar que las siguientes modalidades se explican detalladamente para permitir una mejor comprensión de la esencia de la presente invención, por consiguiente, a menos que se indique lo contrario, no limitan la presente invención.
Cabe destacar que, en la siguiente explicación, la temperatura de inicio a la que la austenita (Y-hierro) se transforma en martensita en el proceso de la caída de la temperatura en la producción de lámina de acero se denomina "punto Ms", mientras que la temperatura de inicio a la que la austenita residual en la estructura de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención que se produce se transforma en martensita se denomina "punto Ms/'.
Primero, se explica la estructura de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención.
La estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención tiene una fase de austenita residual de entre el 2 y el 20 %. La fase de austenita residual tiene un punto Msr de -60 °C o menos. La fase de austenita residual que está contenida en dicha estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención es estable incluso con respecto a múltiples tratamientos de enfriamiento profundo.
La estructura distinta de la fase de austenita residual no está particularmente limitada siempre que se pueda garantizar una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o superior en resistencia y tiene, en fracción de volumen en la estructura de lámina de acero, una fase de ferrita: entre el 10 y el 75 %, fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita: entre el 10 y el 50 %, fase de martensita revenida: entre el 10 y el 50 %, y fase de martensita fresca: el 10 % o menos. Al tener una estructura de lámina de acero de este tipo, el resultado es una lámina de acero de alta resistencia que tiene una formabilidad más excelente.
A continuación se explican las fases que se pueden obtener en la estructura de la lámina de acero:
Fase de austenita residual
La fase de austenita residual tiene la propiedad de mejorar en gran medida la resistencia y la ductilidad, pero en general forma puntos de partida de fractura y degrada considerablemente la capacidad de embridado elástico.
En la estructura de la presente lámina de acero, al recalentar dos veces como se explica más adelante, los defectos que estaban presentes en la fase de austenita residual y que eran susceptibles de formar sitios de partida para la transformación de martensita ya se consumen y solo queda selectivamente la fase austenita con su alto grado de limpieza. Como resultado, se obtiene una fase de austenita residual extremadamente estable. Esta fase residual de austenita se transforma gradualmente en martensita junto con la deformación, por lo que tiene la propiedad de no formar fácilmente puntos de partida de fractura y provoca un deterioro extremadamente pequeño de la capacidad de embridado elástico.
Como indicador de la estabilidad mencionada anteriormente, se puede mencionar la temperatura de inicio de la transformación de martensita (punto Msr) de la fase de austenita residual. La austenita residual estable en la que permanece una fase de austenita con un alto grado de limpieza no cambia en cantidad de austenita residual ni siquiera al sumergir en nitrógeno líquido durante 1 hora, es decir, aplicando el llamado tratamiento de enfriamiento profundo. El punto Msr es la temperatura de nitrógeno líquido (-198 °C) o menos y es extremadamente estable. Además, en general, al aplicar repetidamente el tratamiento de enfriamiento profundo, la austenita residual disminuye gradualmente, pero en la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la presente invención, la austenita residual no disminuye y es extremadamente estable incluso si es tratada para un enfriamiento profundo cinco veces.
La lámina de acero de la presente invención proporciona una lámina de acero de alta resistencia con una resistencia y una ductilidad considerablemente mejoradas y con una capacidad de embridado elástico extremadamente pequeña en cuanto a su deterioro por una fase de austenita residual con un punto Msr de -60 °C o menos presente en una fracción de volumen del 2 % o más.
Desde el punto de vista de la resistencia y la ductilidad, la fracción de volumen de la fase de austenita residual en la estructura de lámina de acero es preferentemente el 4 % o más, más preferentemente el 6 % o más. Por otra parte, para que la fracción de volumen de la fase de austenita residual en la estructura de lámina de acero supere el 20 %, es necesario agregar elementos tales como C o Mn por encima de la cantidad adecuada, lo que perjudica la soldabilidad, por lo que el límite superior de la fase de austenita residual se establece en el 20 %.
En la presente invención, la relación de la fase de austenita residual que se transforma en martensita a -198 °C es preferentemente una fracción de volumen del 2 % o menos. Debido a esto, se obtiene una fase de austenita residual más estable, por lo que la ductilidad y la capacidad de embridado elástico mejoran notablemente y se obtiene excelente formabilidad.
Además, si el punto Msr de la austenita residual en la estructura de lámina de acero es de -198 °C o menos, el resultado es una fase de austenita residual más estable, la ductilidad y la capacidad de embridado elástico mejoran aun más notablemente y se obtiene excelente formabilidad, por lo que es preferible.
La fracción de volumen de la fase de austenita residual se obtiene al examinar la lámina de acero en el plano paralelo a la superficie de la lámina en un 1/4 de espesor mediante análisis de rayos X, calculando la fracción de área y considerándola como la fracción de volumen. Sin embargo, el plano de 1/4 de espesor se hace el plano obtenido mediante el esmerilado y el pulido químico del material de base después del tratamiento de enfriamiento profundo para obtener un acabado de espejo.
Además, considerando el error de medición, se considera que la fase de austenita residual se transforma en martensita en el momento en que se satisface la relación que se muestra a continuación:
en donde "n" es el número de veces de tratamiento de enfriamiento profundo, VY(n) es el porcentaje de austenita residual después del enésimo tratamiento de embutición profunda y Vy(0) es el porcentaje de austenita residual en el material de base.
Fase de ferrita
La fase de ferrita es una estructura que es eficaz para mejorar la ductilidad y está contenida en la estructura de lámina de acero en una fracción de volumen de entre el 10 y el 75 %. Si la fracción de volumen de la fase de ferrita en la estructura de lámina de acero es inferior al 10 %, es probable que no se obtenga una ductilidad suficiente. La fracción de volumen de la fase de ferrita en la estructura de lámina de acero, desde el punto de vista de la ductilidad, es más preferentemente el 15 % o más, aun más preferentemente el 20 % o más. La fase de ferrita es una estructura blanda, por lo que si la fracción de volumen supera el 75 %, a veces no se obtendrá suficiente resistencia. Para aumentar suficientemente la resistencia a la tracción de la lámina de acero, la fracción de volumen de la fase de ferrita en la estructura de lámina de acero se establece preferentemente en el 65 % o menos, y aún más preferentemente en el 50 % o menos.
Fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita La fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita es una estructura con un buen equilibrio de resistencia y ductilidad y está contenida en la estructura de lámina de acero en una fracción de volumen de entre el 10 y el 50%. La fase de ferrita bainítica y/o bainita es una microestructura que tiene una resistencia intermedia a la de una fase de ferrita blanda, fase de martensita dura, fase de martensita revenida y fase de austenita residual. Desde el punto de vista de la capacidad de embridado elástico, es más preferible la inclusión del 15 % o más y es aun más preferible la inclusión del 20 % o más. Si la fracción de volumen de la fase de ferrita bainítica y/o bainita supera el 50 %, el límite elástico aumenta excesivamente y la capacidad de congelación de forma se deteriora, por lo que no se prefiere.
Fase de martensita revenida
La fase de martensita revenida es una estructura que mejora en gran medida la resistencia a la tracción y se incluye en la estructura de lámina de acero en una fracción de volumen de entre el 10 y el 50 % o menos. Desde el punto de vista de la resistencia a la tracción, la fracción de volumen de la martensita revenida es del 10 % o más. Si la fracción de volumen de la martensita revenida que está contenida en la estructura de lámina de acero supera el 50 %, el límite elástico aumenta excesivamente y la capacidad de congelación de forma se deteriora, por lo que no es preferible.
Fase de martensita fresca
La fase de martensita fresca tiene el efecto de mejorar considerablemente la resistencia a la tracción. Sin embargo, forma puntos de partida de fractura y degrada en gran medida la capacidad de embridado elástico, por lo que se limita a una fracción de volumen del 15 % en la estructura de lámina de acero. Para aumentar la capacidad de embridado elástico, es más preferible establecer la fracción de volumen de la fase de martensita fresca en la estructura de lámina de acero en el 10 % o menos, aun más preferentemente el 5 % o menos.
Otros
La estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención además puede contener una fase de perlita y/o fase de cementita gruesa u otra estructura. Sin embargo, si la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia contiene una gran cantidad de fase de perlita y/o fase de cementita gruesa, surge el problema del deterioro de la plegabilidad. A partir de esto, la fracción de volumen de la fase de perlita y/o fase de cementita gruesa que está contenida en la estructura de lámina de acero es preferentemente un total del 10 % o menos, más preferentemente el 5 % o menos.
Las fracciones de volumen de las diferentes estructuras que están contenidas en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, por ejemplo, se pueden medir a través del siguiente método:
En la medición de las fracciones de volumen de la fase de ferrita, fase de ferrita bainítica, fase de bainita, fase de martensita revenida y fase de martensita fresca que están contenidas en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, primero, se toma una muestra utilizando la sección transversal del espesor de la lámina paralela a la dirección de la laminación de la lámina de acero como la superficie examinada. Además, la superficie examinada de esta muestra es pulida y grabada con Nital y el intervalo de entre 1/8 y 3/8 del espesor de la lámina es observado mediante un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) para medir la fracción del área. Esto se considera como la fracción de volumen.
A continuación se explica la composición de los ingredientes de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención. Cabe destacar que en las siguiente explicación, a menos que se designe específicamente lo contrario, "%" indica "% en masa".
C: entre el 0,075 y el 0,300 %
C es un elemento necesario para obtener una fase de austenita residual. Se incluye para lograr tanto una excelente formabilidad como resistencia elevada. Si el contenido de C supera el 0,300 %, la soldabilidad resulta insuficiente. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de C es más preferentemente el 0,250 % o menos, aun más preferentemente el 0,220 % o menos. Si el contenido de C es inferior al 0,075 %, se dificulta obtener una cantidad suficiente de fase de austenita residual y la resistencia y la formabilidad disminuyen. Desde el punto de vista de la resistencia y la formabilidad, el contenido de C es más preferentemente el 0,090 % o más, aun más preferentemente el 0,100 % o más.
Si: entre el 0,70 y el 2,50 %
Si es un elemento que permite obtener fácilmente la fase de austenita residual suprimiendo la formación de carburos basados en hierro en la lámina de acero y es un elemento necesario para aumentar la resistencia y la formabilidad. Si el contenido de Si supera el 2,50 %, la lámina de acero se torna frágil y la ductilidad se deteriora. Desde el punto de vista de la ductilidad, el contenido de Si es más preferentemente el 2,20 % o menos, aun más preferentemente el 2,00 % o menos. Si el contenido de Si es inferior al 0,70 %, se forman carburos basados en hierro después del recocido mientras se enfrían a temperatura ambiente, la fase de austenita residual no se puede obtener de forma suficiente y la resistencia y la formabilidad se deterioran. Desde el punto de vista de la resistencia y la formabilidad, el valor límite inferior de Si es más preferentemente el 0,90 % o más, aun más preferentemente el 1,00 % o más.
Mn: entre el 1,30 y el 3,50 %
Mn se agrega para aumentar la resistencia de la lámina de acero. Si el contenido de Mn supera el 3,50 %, se forman partes concentradas en MN gruesas en el centro del espesor de la lámina de acero, se produce fácilmente la fragilización y surge con facilidad el resquebrajamiento de la placa fundida u otro problema. Además, si el contenido de Mn supera el 3,50 %, surge el problema de que la soldabilidad también se deteriora. Por lo tanto, el contenido de Mn tiene que establecerse en el 3,50 % o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Mn es más preferentemente el 3,20 % o menos, aun más preferentemente el 3,00 % o menos. Si el contenido de Mn es inferior al 1,30 %, se forma una gran cantidad de estructuras blandas durante el enfriamiento después del recocido, por lo que se dificulta garantizar una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más. Por lo tanto, el contenido de Mn tiene que establecerse en el 1,30% o más. Además, para aumentar la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Mn es más preferentemente el 1,50 % o más, aun más preferentemente el 1,70 % o más.
P: entre el 0,001 y el 0,030 %
P tiende a segregarse en el centro del espesor de la lámina de acero y tiene la probabilidad de provocar que la zona de soldadura se fragilice. Si el contenido de P supera el 0,030 %, la zona de soldadura se fragiliza considerablemente, por lo que el contenido de P se limita a 0,030 % o menos. El límite inferior de P no se establece específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención, pero si al establecer el contenido de P en menos del 0,001 %, el costo de producción aumenta considerablemente, el límite inferior se establece en el 0,001 %.
S: entre el 0,0001 y el 0,0100 %
S tiene un efecto perjudicial en la soldabilidad y la fabricabilidad en el momento de la fundición y en el momento de la laminación en caliente. Por lo tanto, el valor límite superior del contenido de S es establece en el 0,0100 % o menos. Además, S se une con Mn para formar MnS grueso, el cual provoca que la ductilidad y la capacidad de embridado elástico disminuyan, por lo que el contenido se establece más preferentemente en el 0,0050% o menos, aun más preferentemente en el 0,0025 % o menos. El límite inferior del contenido de S no se establece específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención, pero si al establecer el contenido de S en menos del 0,0001 %, el costo de producción aumenta considerablemente, el límite inferior se establece en el 0,0001 %.
Al: entre el 0,005 y el 1,500 %
Al es un elemento que suprime la formación de carburos basados en hierro y permite obtener fácilmente austenita residual. Aumenta la resistencia y la formabilidad de la lámina de acero. Si el contenido de Al supera el 1,500 %, la soldabilidad se deteriora, por lo que el límite superior se establece en el 1,500 %. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Al es más preferentemente el 1,200 % o menos, aun más preferentemente el 0,900 % o menos. Al es un elemento que también es eficaz como un material desoxidante, pero si el contenido de Al es inferior al 0.005 %, el efecto como material desoxidante no se obtiene de forma suficiente, por lo que el límite inferior del contenido de Al se establece en el 0,005 %. Para obtener de forma suficiente el efecto de desoxidación, la cantidad de Al se establece más preferentemente en el 0,010 % o más.
N: entre el 0,0001 y el 0,0100 %
N forma nitruros gruesos que provocan el deterioro de la ductilidad y de la capacidad de embridado elástico, por lo que la cantidad de adición debe mantenerse baja. Si el contenido de Ni supera el 0,0100 %, esta tendencia se acentúa, por lo que el límite superior del contenido de N se establece en el 0,0100 %. N se convierte en una causa de formación de sopladuras en el momento de la soldadura, por lo que cuanto más pequeño sea el contenido, mejor. El límite inferior del contenido de N no se establece específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención, pero si al establecer el contenido de N en menos del 0,0001 %, el costo de producción aumenta considerablemente, el límite inferior se establece en el 0,0001 %.
O: entre el 0,0001 y el 0,0100 %
O forma óxidos que provocan el deterioro de la ductilidad y de la capacidad de embridado elástico, por lo que el contenido debe mantenerse bajo. Si el contenido de O supera el 0,0100 %, el deterioro de la capacidad de embridado elástico se hace notable, por lo que el límite superior del contenido de O se establece en el 0,0100 % o menos. El contenido de O es más preferentemente el 0,0080% o menos, aun más preferentemente el 0,0060% o menos. El límite inferior del contenido de O no se establece específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención, pero si al establecer el contenido de O en menos del 0,0001 %, el costo de producción aumenta considerablemente, el límite inferior se establece en el 0,0001 %.
La lámina de acero de alta resistencia de la presente invención además puede contener los elementos que se muestran a continuación de acuerdo con las necesidades:
Ti: entre el 0,005 y el 0,150 %
Ti es un elemento que contribuye con el aumento de la resistencia de la lámina de acero a través del fortalecimiento de la precipitación, el fortalecimiento de grano fino mediante la supresión del crecimiento de granos de cristal de ferrita y el fortalecimiento de la dislocación a través de la supresión de la recristalización. Si el contenido de Ti supera el 0,150 %, la precipitación de carbonitruros aumenta y la formabilidad se deteriora, por lo que el contenido de Ti se establece en el 0,150% o menos. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de Ti es más preferentemente el 0,100 % o menos, aun más preferentemente el 0,070 % o menos. Para obtener de forma suficiente el efecto del aumento de la resistencia con Ti, el contenido de Ti tiene que establecerse en el 0,005 % o más. Para aumentar la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Ti es preferentemente el 0,010% o más, más preferentemente el 0,015 % o más.
Nb: entre el 0,005 y el 0,150%
Nb es un elemento que contribuye con el aumento de la resistencia de la lámina de acero a través del fortalecimiento de la precipitación, el fortalecimiento de grano fino mediante la supresión del crecimiento de granos de cristal de ferrita y el fortalecimiento de la dislocación a través de la supresión de la recristalización. Si el contenido de Nb supera el 0,150 %, la precipitación de carbonitruros aumenta y la formabilidad se deteriora, por lo que el contenido de Nb se establece en el 0,150% o menos. Desde el punto de vista de la formabilidad, el contenido de Nb es más preferentemente el 0,100 % o menos, aun más preferentemente el 0,060 % o menos. Para obtener de forma suficiente el efecto del aumento de la resistencia con Nb, el contenido de Nb tiene que establecerse en el 0,005 % o más. Para aumentar la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Nb es preferentemente el 0,010% o más, más preferentemente el 0,015 % o más.
V: entre el 0,005 y el 0,150%
V es un elemento que contribuye con el aumento de la resistencia de la lámina de acero mediante el fortalecimiento de la precipitación, el fortalecimiento de grano fino mediante la supresión del crecimiento de granos de cristal de ferrita y el fortalecimiento de la dislocación a través de la supresión de la recristalización. Si el contenido de V supera el 0,150 %, la precipitación de carbonitruros aumenta y la formabilidad se deteriora, por lo que el contenido se establece en el 0,150 % o menos. Para obtener de forma suficiente el efecto del aumento de la resistencia con V, el contenido tiene que ser del 0,005 % o más.
B: entre el 0,0001 y el 0,0100 %
B es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura elevada y es eficaz para aumentar la resistencia, y puede agregarse en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de B supera el 0,0100 %, la docilidad en caliente se ve afectada y la productividad disminuye, por lo que el contenido de B se establece en el 0,0100 % o menos. Desde el punto de vista de la productividad, el contenido de B es preferentemente el 0,0050 % o menos, más preferentemente el 0,0030 % o menos. Para obtener de forma suficiente una mayor resistencia con B, el contenido de B tiene que establecerse en el 0,0001 % o más. Para aumentar eficazmente la resistencia de la lámina de acero, el contenido de B es preferentemente el 0,0003 % o más, más preferentemente el 0,0005 % o más.
Mo: entre el 0,01 y el 1,00 %
Mo es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura elevada y es eficaz para aumentar la resistencia, y puede agregarse en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de Mo supera el 1,00 %, la docilidad en caliente se ve afectada y la productividad disminuye, por lo que el contenido de Mo se establece en el 1,00 % o menos. Para obtener de forma suficiente una mayor resistencia con Mo, el contenido tiene que ser el 0,01 % o más.
W: entre el 0,01 y el 1,00 %
W es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura elevada y es eficaz para aumentar la resistencia, y puede agregarse en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de W supera el 1,00 %, la docilidad en caliente se ve afectada y la productividad disminuye, por lo que el contenido de W se establece en el 1,00 % o menos. Para obtener de forma suficiente una mayor resistencia con W, el contenido tiene que ser el 0,01 % o más.
Cr: entre el 0,01 y el 2,00 %
Cr es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura elevada y es eficaz para aumentar la resistencia, y puede agregarse en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de Cr supera el 2,00 %, la docilidad en caliente se ve afectada y la productividad disminuye, por lo que el contenido de Cr se establece en el 2,00 % o menos. Para obtener de forma suficiente una mayor resistencia con Cr, el contenido tiene que ser el 0,01 % o más.
Ni: entre el 0,01 y el 2,00 %
Ni es un elemento que suprime la transformación de fase a una temperatura elevada y es eficaz para aumentar la resistencia, y puede agregarse en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de Ni supera el 2,00 %, la soldabilidad se ve afectada, por lo que el contenido de Ni se establece en el 2,00 % o menos. Para obtener de forma suficiente una mayor resistencia con Ni, el contenido tiene que ser el 0,01 % o más.
Cu: entre el 0,01 y el 2,00 %
Cu es un elemento que aumenta la resistencia por la presencia de partículas finas en el acero y se puede agregar en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de Cu supera el 2,00 %, la soldabilidad se ve afectada, por lo que el contenido se establece en el 2,00 % o menos. Para obtener de forma suficiente una mayor resistencia con Cu, el contenido tiene que ser el 0,01 % o más.
Uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM: entre el 0,0001 y el 0,5000 % total
Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM son elementos que son eficaces para mejorar la formabilidad. Se pueden agregar uno o más. Si el contenido de uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM supera un total de 0,5000 %, a la inversa, la ductilidad puede verse afectada, por lo que total de los contenidos de los elementos se establece en el 0,5000 % o menos. Para obtener de forma suficiente el efecto de la mejora de la formabilidad de la lámina de acero, el total de los contenidos de los elementos tiene que ser del 0,0001 % o menos. Desde el punto de vista de la formabilidad, el total de los contenidos de los elementos es preferentemente el 0,0005 % o más, más preferentemente el 0,0010 % o más. Aquí, "REM" es una abreviatura de "metal de tierras raras" e incluye los elementos que pertenecen a la serie lantanoide. En la presente invención, el REM o Ce suele agregarse como un metal de Misch. A veces, los elementos de la serie lantanoide además de La o Ce están contenidos de forma combinada. Además, incluso cuando se incluyen elementos de la serie lantanoide distintos de La y Ce, se muestran los efectos de la presente invención. Además, incluso si se agrega metal La o Ce, se muestran los efectos de la presente invención.
Anteriormente se explicó la composición de los ingredientes de la presente invención, pero, siempre que se encuentren dentro de un intervalo que no afecte las propiedades de la lámina de acero de la presente invención, también se pueden incluir, por ejemplo, elementos distintos de los elementos añadidos esenciales como impurezas derivadas de los materiales de partida.
También se puede hacer que la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención sea una lámina de acero galvanizada de alta resistencia en cuya superficie se forme una capa galvanizada o capa zincada. Al formar una capa galvanizada en la superficie de la lámina de acero de alta resistencia, se produce una lámina de acero con excelente resistencia a la corrosión. Además, al formar una capa zincada en la superficie de la lámina de acero de alta resistencia, se produce una lámina de acero con excelente resistencia a la corrosión y que tiene excelente adhesión de recubrimiento.
A continuación se explica el método de producción de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención.
Para producir la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, primero, se funde una placa que tiene la composición de ingredientes mencionada anteriormente. Como la placa que se utiliza para la laminación en caliente, por ejemplo, es posible utilizar una placa fundida continuamente o una placa que se produzca a través de un fundidor de placas finas, etc. Para el método de producción de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, es preferible utilizar un proceso tal como fundición continua-laminación directa (CC-DR) donde el acero se funde e inmediatamente se lamina en caliente.
La temperatura de calentamiento de placa en el proceso de laminación en caliente tiene que ser de 1050 °C o más. Si la temperatura de calentamiento de placa es baja, la temperatura de laminación de acabado disminuye por debajo del punto Ar3. Como resultado, se produce una laminación de dos fases de fase de ferrita y fase de austenita, por lo que la estructura de lámina laminada en caliente se convierte en una estructura de grano mixto irregular. La estructura irregular no se elimina ni siquiera después del proceso de laminación en frío y recocido y, por lo tanto, la ductilidad y la plegabilidad se deterioran. Además, si la temperatura de laminación de acabado disminuye, la carga de laminación aumenta y la laminación se dificulta o pueden aparecer defectos de forma en la lámina de acero después de la laminación. El límite superior de la temperatura de calentamiento de placa no se establece específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención, pero no es preferible desde el punto de vista económico establecer la temperatura de calentamiento en una temperatura excesivamente alta, por lo que el límite superior de la temperatura de calentamiento de placa se establece preferentemente en 1350 °C o menos.
El punto Ar3 se puede calcular a través de la siguiente fórmula:
Ara (°C) = 901 - 325xC 33xSi - 92x(Mn Ni/2 Cr/2 Cu/2 Mo/2) 52xAl
En la fórmula anterior, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo y Al son los contenidos de los diferentes elementos (% en masa).
La temperatura de laminación de acabado de la laminación en caliente se establece el mayor de 800 °C o el punto Ar3 como el límite inferior y 1000 °C como el límite superior. Si la temperatura de laminación de acabado es inferior a 800 °C, la carga de laminación en el momento de la laminación de acabado se eleva, la laminación se dificulta y pueden aparecer defectos de forma en la lámina de acero laminada en caliente que se obtiene después de la laminación. Si la temperatura de laminación de acabado es inferior al punto Ar3, la laminación en caliente se convierte en laminación de región de dos fases de la fase de ferrita y la fase de austenita, y la estructura de lámina de acero laminada en caliente a veces se convierte en una estructura de grano mixto irregular.
El límite superior de la temperatura de laminación de acabado no se establece específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención, pero si la temperatura de laminación de acabado se eleva excesivamente, para garantizar esa temperatura, la temperatura de calentamiento de placa tiene que elevarse excesivamente. Por lo tanto, el límite superior de temperatura de la temperatura de laminación de acabado se establece preferentemente en 1000 °C o menos.
La lámina de acero después de la laminación se enrolla entre 500 y 750 °C. Si se enrolla la lámina de acero a una temperatura que supera los 750 °C, los óxidos que se forman en la superficie de la lámina de acero aumentan excesivamente de espesor y la capacidad de decapado se deteriora. Para aumentar la capacidad de decapado, la temperatura de enrollamiento es preferentemente 720 °C o menos, más preferentemente 700 °C o menos. Si la temperatura de enrollamiento disminuye a menos de 500 °C, la resistencia de la lámina de acero laminada en caliente se eleva excesivamente y el laminado en frío se dificulta. Desde el punto de vista de aligerar la carga en la laminación en frío, la temperatura de enrollamiento se establece preferentemente en 550 °C o más. Es más preferible 600 °C o más.
La lámina de acero laminada en caliente así producida es decapada. Debido al decapado, los óxidos en la superficie de la lámina de acero se pueden retirar. Esto es importante con respecto a mejorar la convertibilidad química de la lámina de acero de alta resistencia laminada en frío del producto final o la capacidad de recubrimiento por inmersión en caliente de la lámina de acero laminada en frío para el uso de la lámina de acero zincada o galvanizada por inmersión en caliente. El decapado puede ser un solo tratamiento o puede dividirse en múltiples tratamientos.
La lámina de acero decapada puede suministrarse como está al proceso de recocido, pero al laminarla en frío con una tasa de atornillado de entre el 35 y el 75 %, se obtiene una lámina de acero con una alta precisión de espesor y excelente forma. Si la tasa de atornillado es inferior al 35 %, es difícil mantener la forma plana y el producto final reduce su ductilidad, por lo que la tasa de atornillado se establece en el 35 % o más. Si la tasa de atornillado supera el 75 %, la carga de laminación en frío se torna demasiado grande y la laminación en frío se dificulta. A partir de esto, el límite superior del atornillado se establece en el 75 %. El número de pasadas de laminación y la tasa de atornillado para cada pasada no se fijan específicamente siempre que se muestre el efecto de la presente invención.
Después, la lámina de acero laminada en caliente o lámina de acero laminada en frío obtenida se somete al siguiente tratamiento de recocido.
Primero, la lámina de acero laminada se calienta a una temperatura de calentamiento máxima en un intervalo de entre 740 y 1000 °C. Si la temperatura de calentamiento máxima es inferior a 740 °C, la cantidad de fase de austenita resulta insuficiente y se dificulta garantizar una cantidad suficiente de estructuras duras en la transformación de fase durante el enfriamiento posterior. Si la temperatura de calentamiento máxima supera los 1000 °C, la fase de austenita se torna gruesa en tamaño de partícula, no se realiza fácilmente transformación durante el enfriamiento y, en particular, se dificulta obtener suficientemente una estructura de ferrita blanda.
El calentamiento hasta la temperatura de calentamiento máxima se realiza preferentemente con una tasa de calentamiento de entre (temperatura de calentamiento máxima -20) °C y temperatura de calentamiento máxima, es decir, en los últimos 20 °C en el momento de calentamiento, de entre 0,1 y 0,8 °C/seg. Al hacer que la tasa de calentamiento en 20°C hasta la temperatura de calentamiento máxima sea un calentamiento gradual en el intervalo anterior, se obtienen los efectos de que la tasa de progreso de la transformación inversa a la fase de austenita se ralentiza y los defectos en la fase de austenita inicial se vuelven más pequeños.
El tiempo de retención en el momento del calentamiento hasta la temperatura de calentamiento máxima se puede determinar de forma adecuada de acuerdo con la temperatura de calentamiento máxima, etc. y no se limita específicamente, pero 10 segundos o más es preferible, mientras que entre 40 y 540 segundos es más preferible.
Luego, se realiza enfriamiento primario con una tasa de enfriamiento promedio de entre la temperatura de calentamiento máxima y 700 °C de entre 1,0 y 10,0 °C/seg. A través de este enfriamiento primario, es posible realizar de forma adecuada transformación de ferrita y transformación a ferrita bainítica y/o bainita mientras se deja una fase de austenita no transformada hasta el punto Ms y se transforma todo o parte en martensita.
Si la tasa de enfriamiento promedio en el intervalo de temperatura de enfriamiento anterior es inferior a 1,0 °C/seg, se realiza transformación de perlita durante el enfriamiento, por lo cual, la fase de austenita no transformada se reduce y no se puede obtener una estructura dura suficiente. Como resultado, a veces no es posible garantizar una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más. Si la tasa de enfriamiento promedio supera 10,0 °C/seg, a veces no se puede formar suficientemente una estructura de ferrita blanda.
El tiempo de retención en la región de temperatura de transformación de ferrita de la derecha después del calentamiento hasta cuando la temperatura de la lámina de acero alcanza los 700 °C no se limita específicamente, pero es preferentemente entre 20 y 1000 segundos. Para que la fase de ferrita blanda se forme lo suficiente, es necesario retener la lámina durante 20 segundos o más en la región de temperatura de transformación de ferrita de la derecha después del recocido hasta cuando la temperatura de la lámina de acero alcanza los 700 °C; retenerla allí preferentemente durante 30 segundos o más; retenerla allí más preferentemente durante 50 segundos o más. Si el tiempo durante el cual se retiene la lámina en la región de temperatura de transformación de ferrita supera los 1000 segundos, la transformación de ferrita continúa de forma excesiva, la austenita no transformada se reduce y no se puede obtener una estructura dura suficiente.
Además, después del enfriamiento primario anterior, se realiza un enfriamiento secundario con una tasa de enfriamiento promedio de entre 700 y 500 °C de entre 5,0 y 200 °C/seg. Debido a este enfriamiento secundario, la transformación de austenita a ferrita después del recocido continúa correctamente. Si el enfriamiento con una tasa de enfriamiento promedio de entre 1 °C/seg y 10,0 °C/seg similar al enfriamiento primario de una región de temperatura que supera los 700 °C, la fase de ferrita se forma de forma insuficiente y no se puede garantizar la ductilidad de la lámina de acero de alta resistencia.
En el método de producción de la presente invención, la lámina de acero tratada para el enfriamiento en las dos etapas anteriores se retiene a una temperatura de entre 350 y 450 °C entre 30 y 1000 segundos. Si la temperatura de retención en este momento es inferior a 350 °C, se forman carburos basados en hierro finos y no se realiza una concentración de C en la fase de austenita, lo que genera una fase de austenita inestable. Si el tiempo de retención supera los 450 °C, el límite de solución sólida de C en la fase de austenita disminuye y C se satura incluso en una pequeña cantidad, por lo que no se realiza una concentración de C, lo que genera una fase de austenita inestable.
Si el tiempo de retención es inferior a 30 segundos, la transformación de bainita no se realiza lo suficiente, la cantidad de C (carbono) que se descarga de la fase de bainita a la fase de austenita es pequeña, la concentración de C en la fase de austenita resulta insuficiente y se genera una fase de austenita inestable. Si el tiempo de retención supera los 1000 segundos, comienzan a formarse carburos basados en hierro gruesos y la concentración de C en la austenita, en cambio, disminuye, por lo que se genera una fase de austenita inestable.
Además, en el proceso de recocido de la presente invención, tal como se muestra en la figura 1A, cuando se enfría de la temperatura de calentamiento máxima a temperatura ambiente, la lámina se recalienta del punto Bs (temperatura de inicio de la transformación de bainita) o menos de 500 °C a 500 °C o más al menos una vez y se recalienta del punto Ms o menos de 350 °C a 350°C o más al menos una vez. Al realizar el tratamiento de recalentamiento con estos dos tipos de condiciones, es posible realizar la fase de austenita que tiene defectos internos y transformar fácilmente a otras estructuras en la fase de austenita residual no transformada, es decir, la fase de austenita inestable, preferencialmente transformar y obtener una fase de bainita, fase de ferrita bainítica o fase de martensita revenida.
Cabe destacar que, por ejemplo, tal como se muestra en la figura 1B, incluso si se enfría al punto Ms o menos de 350 °C y luego se recalienta a 500 °C o más, se considera que se realizó recalentamiento del punto Ms o menos de 350 °C a 350 °C o más y recalentamiento del punto Bs o menos de 500 °C a 500 °C respectivamente. También se puede realizar dicho patrón de tratamiento de recalentamiento.
Además, es posible retener la lámina en el intervalo de temperatura de entre 350 y 450 °C mencionado anteriormente entre el recalentamiento del punto Ms o menos de 350 °C a 350 °C o más y el recalentamiento del punto Bs o menos de 500 °C a 500°C o más.
El punto Bs (temperatura de inicio de la transformación de bainita) se puede calcular a través de la siguiente fórmula:
Bs (°C) = 820 - 290C/(1 - VF) - 37Si - 90Mn - 65Cr - 50Ni 70Al
En la fórmula anterior, VF es la fracción de volumen de ferrita, mientras que C, Mn, Cr, Ni, Al y Si son las cantidades de adición de estos elementos (% en masa).
El punto Ms (temperatura de inicio de la transformación de martensita) se puede calcular a través de la siguiente fórmula:
Ms (°C) = 541 - 474C/(1 - VF) - 15Si - 35Mn - 17Cr - 17Ni 19Al
En la fórmula anterior, VF es la fracción de volumen de ferrita, mientras que C, Si, Mn, Cr, Ni y Al son las cantidades de adición de estos elementos (% en masa).
Cabe destacar que es difícil medir directamente la fracción de volumen de la fase de ferrita durante la producción de la lámina de acero de alta resistencia, por lo que en la presente invención se corta un pequeño trozo de la lámina de acero laminada en frío antes de pasar la lámina a través de la línea de recocido continuo, ese pequeño trozo se recoce con el mismo historial de temperatura que cuando se pasa a través de la línea de recocido continuo, se mide el cambio en el volumen de la fase de ferrita del pequeño trozo, el resultado se utiliza para calcular un valor numérico y ese valor se utiliza como la fracción de volumen VF de la ferrita. Esta medición se puede realizar utilizando el resultado de la primera operación de medición cuando se produce la lámina de acero en las mismas condiciones. El valor no tiene que ser medido cada vez. La medición se realiza nuevamente cuando las condiciones de producción cambian considerablemente. Por supuesto, también es posible observar la microestructura de la lámina de acero realmente producida y retroalimentar los resultados a la producción la próxima vez, y así sucesivamente.
En el recalentamiento mencionado anteriormente del punto Bs o menos de 500 °C a 500 °C o más, la temperatura de inicio se establece en el punto Bs o menos de 500 °C para provocar la formación de núcleos de bainita para consumir los defectos en la austenita. La temperatura de recalentamiento se establece en 500 °C o más para desactivar la transformación de núcleos y evitar la formación de carburos basados en hierro inducida por la realización excesiva de transformación en la región de temperatura elevada.
En el recalentamiento mencionado anteriormente del punto Ms o menos de 350°C a 350°C o más, la temperatura de inicio se establece en el punto Ms o menos de 350°C para provocar la formación de núcleos de martensita para consumir los defectos en la austenita. La temperatura de recalentamiento se establece en 350 °C o más para evitar la formación de carburos basados en hierro finos que obstruyen la concentración de C en la fase de austenita en la martensita y/o bainita debido a que se deja reposar a menos de 350 °C.
El motivo por el que la realización del recalentamiento de dos etapas mencionado anteriormente en diferentes regiones de temperatura genera que la fase de austenita residual aumente notablemente no está del todo claro, pero se cree que los núcleos de bainita y los núcleos de martensita consumen, respectivamente, diferentes tipos de defectos.
Debido a los procesos anteriores, los defectos que pueden formar sitios de partida de transformación de martensita que están presentes en la fase de austenita residual se consumen, solo permanece selectivamente la fase de austenita con su alto grado de limpieza y se obtiene una fase de austenita residual extremadamente estable. Como resultado, se obtiene una lámina de acero de alta resistencia que tiene elevada ductilidad y capacidad de embridado elástico y excelente formabilidad.
La lámina de acero recocida se puede laminar en frío entre aproximadamente el 0,03 y el 0,80 % para corregir la forma. En ese momento, si la tasa de laminación en frío después del recocido es demasiado alta, la fase de ferrita blanda se endurece por trabajo y la ductilidad se deteriora considerablemente, por lo que la tasa de laminación se establece preferentemente en el intervalo anterior.
La lámina de acero recocida se puede galvanizar electrolíticamente para obtener una lámina de acero galvanizada de alta resistencia. Además, la lámina de acero recocida se puede galvanizar por inmersión en caliente para obtener una lámina de acero galvanizada de alta resistencia. En tal caso, por ejemplo, es posible enfriar de la temperatura de calentamiento máxima a temperatura ambiente en el proceso de recocido, por ejemplo, hasta 500 °C, aplicar recalentamiento adicional y luego sumergir en un baño de zinc para el galvanizado por inmersión en caliente.
Además, durante el enfriamiento secundario durante el tratamiento de recocido anterior y mientras se retiene entre 350 y 450 °C o después de retener entre 350 y 450 °C, la lámina de acero se puede sumergir en un baño de galvanizado para producir una lámina de acero galvanizada de alta resistencia.
Después del galvanizado por inmersión en caliente, es posible tratar adicionalmente la capa de revestimiento de la superficie de la lámina de acero para alearla a una temperatura de entre 470 y 650 °C. Al realizar dicho tratamiento de aleación, se obtiene una aleación de Zn-Fe por la capa galvanizada que se está aleando que se forma en la superficie, y se obtiene una lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente prevención de herrumbre.
Este calentamiento en el tratamiento de aleación se puede realizar en lugar del recalentamiento del punto Bs o menos de 500 °C a 500 °C o más o el recalentamiento del punto Ms o menos de 350 °C a 350 °C o más.
Al realizar el tratamiento de revestimiento, para mejorar la adhesión de revestimiento, por ejemplo, es posible revestir la lámina de acero antes del proceso de recocido con un revestimiento compuesto por uno o más elementos seleccionados de Ni, Cu, Co y Fe. Al realizar dicho tratamiento de revestimiento a través de este método, se obtiene una lámina de acero galvanizada de alta resistencia que se forma con una capa galvanizada en su superficie, tiene elevada ductilidad y capacidad de embridado elástico y tiene excelente formabilidad.
La lámina de acero de alta resistencia en cuya superficie se forma una capa galvanizada además se puede formar con una película compuesta por un óxido P y/o óxido compuesto que contiene P.
Ejemplos
A continuación, se explica de forma más específica y utilizando ejemplos la lámina de acero de alta resistencia y la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tienen excelente formabilidad y los métodos para su producción de la presente invención. La presente invención no se limita, por supuesto, a los siguientes ejemplos y se puede cambiar de forma adecuada a un intervalo capaz de coincidir con la esencia de la presente invención. Todos están incluidos en el alcance técnico de la presente invención.
Las placas que tienen los ingredientes químicos (composiciones) de A AG que se muestran en las tablas 1 y 2 se fundieron, luego, inmediatamente después de la fundición, se laminaron en caliente, se enfriaron, se enrollaron y se decaparon en las condiciones que se muestran en las tablas de 3 a 5. Luego de esto, los experimentos 5, 14, 19, 24, 29, 34, 39, 44, 49, 54, 59, 98, 102 y 119 dejaron las láminas de acero laminadas en caliente como estaban, mientras que los otros experimentos las laminaron en frío en las condiciones que se describen en las tablas de 3 a 6 después del decapado. Después de esto, se aplicó un proceso de recocido en las condiciones que se muestran en las tablas de 7 a 14 para obtener las láminas de acero de los experimentos de 1 a 127.
Tabla 1
Figure imgf000013_0001
Figure imgf000014_0001
Tabla 2
Figure imgf000014_0002
Figure imgf000015_0001
Tabla 3
Figure imgf000015_0002
Figure imgf000016_0001
Tabla 4
Figure imgf000016_0002
Figure imgf000017_0001
Tabla 5
Figure imgf000017_0002
Figure imgf000018_0001
Tabla 6
Figure imgf000018_0002
Tabla 7
Figure imgf000019_0001
Tabla 8
Figure imgf000020_0001
Tabla 9
Figure imgf000021_0001
Tabla 10
Figure imgf000022_0001
Tabla 11
Figure imgf000023_0001
Figure imgf000024_0001
Tabla 12
Figure imgf000024_0002
Figure imgf000025_0001
Figure imgf000026_0001
Tabla 13
Figure imgf000026_0002
Figure imgf000027_0001
Figure imgf000028_0001
Tabla 14
Figure imgf000029_0001
Figure imgf000030_0001
En el proceso de recocido, primero se calentó las láminas de acero a las temperaturas de calentamiento máximas descritas en las tablas de 7 a 10 con tasas de calentamiento promedio de entre la (temperatura de calentamiento máxima -20 °C) y la temperatura de calentamiento máxima de las tasas de calentamiento promedio descritas en las tablas de 7 a 10. Después, en el primer proceso de enfriamiento (enfriamiento primario) de la temperatura de calentamiento máxima a 700 °C, se enfriaron con las tasas de enfriamiento promedio descritas en las tablas de 7 a 10. Además, en el segundo proceso de enfriamiento (enfriamiento secundario) de 700 °C a 500 °C, se enfriaron con las tasas de enfriamiento promedio descritas en las tablas de 7 a 10.
Después de eso, las láminas de acero se recalentaron del punto Bs o 480 °C o menos a 500 °C o más de 1 a 3 veces (procesos de recalentamiento 1,2 y 4) y, además, se recalentaron del punto Ms o 350 °C o menos a 350 °C o más 1 o 2 veces (procesos de recalentamiento 3 y 5).
Después del proceso de recalentamiento 3, las láminas de acero se retuvieron en un intervalo de entre 300 y 450 °C durante exactamente las veces descritas en las tablas de 11 a 14, luego se trataron a través de los procesos de recalentamiento 4 y 5 y se enfriaron hasta temperatura ambiente.
Después de enfriarse hasta temperatura ambiente, en los experimentos de 6 a 49, las láminas de acero se laminaron en frío en un 0,15 %, en los experimentos de 60 a 83, las láminas de acero se laminaron en frío en un 0,30 %, en el experimento 89, la lámina de acero se laminó en frío en un 1,50 %, en el experimento 93, la lámina de acero se laminó en frío en un 1,00 %, y en los experimentos de 96 a 118 y de 120 a 127, las láminas de acero se laminaron en frío en un 0,25 %.
Los tipos de láminas en los experimentos se muestran en las tablas como lámina de acero laminada en frío (CR), lámina de acero laminada en caliente (HR), lámina de acero galvanizada electrolíticamente (EG), lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente (GI), lámina de acero zincada por inmersión en caliente (GA), y lámina de acero laminada en caliente y zincada por inmersión en caliente (HR-GA) (lo mismo en las tablas que se muestran a continuación).
Los experimentos 13, 23, 33, 91, 95, 107 y 114 son ejemplos en los que las láminas de acero se electrodepositan después del proceso de recocido para obtener láminas de acero galvanizadas (EG).
Los experimentos 4, 18, 43, 83 y 87 son ejemplos en los que después del segundo proceso de enfriamiento, las láminas de acero se sumergen en un baño de galvanizado hasta el tratamiento de retención en un intervalo de entre 350 y 450 °C para obtener láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente (GI).
Los experimentos 48, 53, 58, 98 y 103 son ejemplos en los que después del tratamiento de retención en un intervalo de entre 300 y 450 °C, las láminas de acero se sumergen en un baño de galvanizado, luego se enfrían a temperatura ambiente para obtener láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente (GI).
Los experimentos 3, 5, 9, 34, 38, 44, 49, 67, 86, 90, 94, 99, 102 y 110 son ejemplos en los que después del segundo proceso de enfriamiento, las láminas de acero se sumergen en un baño de galvanizado hasta retener en un intervalo de entre 350 y 450 °C y luego son tratadas para su aleación a las temperaturas descritas para obtener láminas de acero zincadas (GA).
Los experimentos 22, 24, 54, 59, 63, 71, 75, 79, 121, 123, 125 y 127 son ejemplos en los que después del tratamiento de retención en un intervalo de entre 300 y 450 °C, las láminas de acero se sumergen en un baño de galvanizado y son tratadas para su aleación a las temperaturas descritas para obtener láminas de acero zincadas por inmersión en caliente.
Los experimentos 9, 63 y 90 son ejemplos en los que a las superficies de las capas de revestimiento se les proporcionan películas compuestas por óxidos compuestos basados en P.
Las tablas de 15 a 18 proporcionan los resultados del análisis de las microestructuras de las láminas de acero de los experimentos de 1 a 127. En las fracciones de microestructura, las cantidades de austenita residual (y residual) se midieron mediante difracción de rayos X en planos paralelos al espesor de la lámina en un 1/4 de espesor. El resto proporciona los resultados de la medición de las fracciones de microestructuras en el intervalo de entre 1/8 de espesor y 3/8 de espesor. Las secciones transversales de los espesores de las láminas paralelas a la dirección de la laminación se recortaron, se pulieron para reflejar las superficies, se grabaron con Nital, luego se examinaron utilizando microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM).
Tabla 15
Figure imgf000031_0001
Figure imgf000032_0001
Tabla 16
Figure imgf000032_0002
Figure imgf000033_0001
Tabla 17
Figure imgf000033_0002
Figure imgf000034_0001
Tabla 18
Figure imgf000034_0002
Figure imgf000035_0001
Las tablas de 19 a 22 muestran los resultados de la medición de las fracciones de austenita residual y las cantidades de solución sólida C en la austenita residual después de las pruebas de tratamiento de enfriamiento profundo. Estas se midieron mediante difracción de rayos X en planos paralelos al espesor de la lámina en 1/4 de espesor. Los puntos Msr se midieron preparando nitrógeno líquido
(-198 °C) y se enfrió etanol utilizando nitrógeno líquido en aumentos de 20 °C de 0 °C a -100 °C, reteniendo las láminas de acero a esas temperaturas durante 1 hora, luego midiendo las fracciones de austenita residual y utilizando las temperaturas máximas a las que las fracciones de austenita caen como los puntos Msr de la fase de austenita residual.
Tabla 19
Figure imgf000035_0002
Figure imgf000036_0001
Tabla 20
Figure imgf000036_0002
Figure imgf000037_0001
Tabla 21
Figure imgf000038_0001
Tabla 22
Figure imgf000039_0001
En el tratamiento de inmersión en nitrógeno líquido, la operación desde la inmersión de la lámina de acero en nitrógeno líquido durante 1 hora, hasta retirarla y dejarla reposar en el aire hasta alcanzar temperatura ambiente se cuenta como un tratamiento. Las fracciones de austenita residual se midieron en los puntos temporales de los finales del primer, tercer y 10° tratamientos. Las láminas de acero con fracciones de austenita residual que no cambiaron se evaluaron como "G (bueno)" mientras que las láminas de acero con fracciones de austenita residual que disminuyeron se evaluaron como "P (deficiente)".
Las tabas de 23 a 26 muestran la evaluación de las propiedades de las láminas de acero de los experimentos de 1 a 127. En ese momento, se tomaron piezas de prueba de tracción basadas en JIS Z 2201 de las láminas de acero de los experimentos de 1 a 127 y se sometieron a pruebas de tracción basadas en JIS Z 2241 para medir el límite elástico (YS), la resistencia a la tracción (TS) y la elongación total (EL).
La figura 2 muestra la relación entre la resistencia a la tracción (TS) y la elongación total (EL), mientras que la figura 3 muestra la relación entre la resistencia a la tracción (TS) y la tasa de expansión de agujero (A) que sirve como un indicador de la capacidad de embridado elástico. Las láminas de acero de la presente invención satisfacen todos los siguientes TS>900 MPa, TS*EL>17000 MPa %, TS*A>24000 MPa %. Las láminas de acero de los ejemplos comparativos no son láminas de acero que satisfacen todos estos.
Tabla 23
Figure imgf000040_0001
Tabla 24
Figure imgf000041_0001
Tabla 25
Figure imgf000042_0001
Tabla 26
Figure imgf000043_0001
El experimento 115 es un ejemplo en el que la temperatura final de la laminación en caliente es baja. La microestructura se estira en una dirección, lo que la hace irregular, por lo que la ductilidad y la capacidad de embridado elástico son deficientes.
Los experimentos 12, 17, 106 y 111 son ejemplos en los que la tasa de calentamiento de la (temperatura de calentamiento máxima -20°C) en el proceso de calentamiento es grande. La fase de austenita residual es inestable y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
El experimento 28 es un ejemplo en el que la temperatura de calentamiento máxima en el proceso de recocido es alta. La estructura blanda no se forma de manera suficiente y la ductilidad es deficiente.
El experimento 32 es un ejemplo en el que la temperatura de calentamiento máxima en el proceso de recocido es baja. Se incluye una gran cantidad de carburos basados en hierro gruesos que forman puntos de partida de fractura, por lo que la ductilidad y la capacidad de embridado elástico son deficientes.
El experimento 37 es un ejemplo en el que la tasa de enfriamiento promedio en el primer proceso de enfriamiento (enfriamiento primario) es alta. No se forman estructuras blandas de manera suficiente, por lo que la ductilidad y la capacidad de embridado elástico son deficientes.
El experimento 42 es un ejemplo en el que la tasa de enfriamiento promedio en el primer proceso de enfriamiento (enfriamiento primario) es baja. Se forman carburos basados en hierro gruesos y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
El experimento 47 es un ejemplo en el que la tasa de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento (enfriamiento secundario) es baja. Se forman carburos basados en hierro gruesos y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
El experimento 52 es un ejemplo donde no se realiza tratamiento de recalentamiento. La fase de austenita residual es inestable y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
Los experimentos 57, 66 y 82 son ejemplos donde solo se realiza un recalentamiento del punto Bs o 480 °C o menos a 500 °C o más. La fase de austenita residual es inestable y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
Los experimentos 62 y 70 son ejemplos donde solo se realiza un recalentamiento del punto Ms o 350°C o menos a 350°C o más. La fase de austenita residual es inestable y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
El experimento 74 es un ejemplo donde el tiempo en el tratamiento en el intervalo de entre 300 y 450 °C es corto. No se concentra carbono en la austenita residual, la fase de austenita residual es inestable y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
Después, el experimento 78 es un ejemplo donde el tiempo de retención en el intervalo de entre 300 y 450 °C es largo. Se forman carburos basados en hierro, la cantidad de solución sólida C en la austenita residual disminuye, la fase de austenita residual es inestable y la capacidad de embridado elástico es deficiente.
Después, los experimentos de 116 a 118 son ejemplos en donde la composición de los ingredientes se desvía del intervalo predeterminado. En cada caso, no se pueden obtener propiedades suficientes.
A partir de los resultados de los ejemplos que se explicaron anteriormente, resulta evidente que de acuerdo con la lámina de acero de alta resistencia y la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tienen excelente formabilidad y los métodos para su producción de la presente invención, se obtiene una lámina de acero de alta resistencia que garantiza una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más de alta resistencia mientras se le proporciona excelente ductilidad y capacidad de embridado elástico y tiene formabilidad suficientemente elevada.
Aplicabilidad industrial
De acuerdo con la presente invención, por ejemplo, en aplicaciones tales como miembros que se obtienen moldeando una lámina de acero al presionarla, etc., se garantiza una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más de alta resistencia mientras se obtienen excelente ductilidad y capacidad de embridado elástico y, simultáneamente, se obtienen excelente resistencia y formabilidad. Debido a esto, por ejemplo, en particular, al aplicar la presente invención en el campo de las autopartes, etc., en particular al aplicarla en el campo de los automóviles, es posible disfrutar plenamente de las ventajas de una mayor seguridad, junto con una mayor resistencia del chasis, una mejor formabilidad a la hora de trabajar los miembros, etc. La contribución a la sociedad es inconmensurable.

Claims (9)

REIVINDICACIONES
1. Lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad que consiste en, en % en masa,
C: entre el 0,075 y el 0,300 %,
Si: entre el 0,70 y el 2,50 %,
Mn: entre el 1,30 y el 3,50 %,
P: entre el 0,001 y el 0,030 %,
S: entre el 0,0001 y el 0,0100 %,
Al: entre el 0,005 y el 1,500 %,
N: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, y
O: entre el 0,0001 y el 0,0100 %,
que contiene, como elementos opcionales, uno o más de
Ti: entre el 0,005 y el 0,150 %,
Nb: entre el 0,005 y el 0,150%,
B: entre el 0,0001 y el 0,0100 %,
Cr: entre el 0,01 y el 2,00 %,
Ni: entre el 0,01 y el 2,00 %,
Cu: entre el 0,01 y el 2,00 %,
Mo: entre el 0,01 y el 1,00 %,
W: entre el 0,01 y el 1,00 %,
V: entre el 0,005 y el 0,150 %, y
uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM: entre el 0,0001 y el 0,5000 % total, y
el resto es hierro e impurezas inevitables, en donde
la estructura de la lámina de acero contiene, en fracción de volumen, entre el 2 y el 20 % de fase de austenita residual, fase de ferrita: entre el 10 y el 75 %,
fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita: entre el 10 y el 50 %,
fase de martensita revenida: entre el 10 y el 50 %, y
fase de martensita fresca: el 10 % o menos, y
dicha fase de austenita residual tiene un punto de transformación de martensita de -60 °C o menos.
2. La lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada por que una relación de dicha fase de austenita residual que se transforma a martensita a -198 °C es, en fracción de volumen, el 2 % o menos de la fase de austenita residual total.
3. La lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad de acuerdo con la reivindicación 1 o 2, caracterizada por que dicha fase de austenita residual tiene un punto de transformación de martensita de -198 °C o menos.
4. Lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizada por que comprende la lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 1 o 2 en cuya superficie se forma una capa galvanizada.
5. Un método de producción de lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por que comprende:
un proceso de laminación en caliente en el que se calienta una placa que consiste en, en % en masa,
C: entre el 0,075 y el 0,300 %,
Si: entre el 0,70 y el 2,50 %,
Mn: entre el 1,30 y el 3,50 %,
P: entre el 0,001 y el 0,030 %,
S: entre el 0,0001 y el 0,0100 %,
Al: entre el 0,005 y el 1,500 %,
N: entre el 0,0001 y el 0,0100 %, y
O: entre el 0,0001 y el 0,0100 %,
que contiene, como elementos opcionales, uno o más de
Ti: entre el 0,005 y el 0,150 %,
Nb: entre el 0,005 y el 0,150%,
B: entre el 0,0001 y el 0,0100 %,
Cr: entre el 0,01 y el 2,00 %,
Ni: entre el 0,01 y el 2,00 %,
Cu: entre el 0,01 y el 2,00 %,
Mo: entre el 0,01 y el 1,00 %,
W: entre el 0,01 y el 1,00 %,
V: entre el 0,005 y el 0,150 %, y
uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf y REM: entre el 0,0001 y el 0,5000 % total, y
el resto es hierro e impurezas inevitables,
directamente, o después de enfriar una vez, a 1050 °C o más, terminando la laminación al punto Ar3 o más para obtener una lámina de acero y enrollándola entre 500 y 750 °C de temperatura,
un proceso de laminación en frío para decapar la lámina de acero enrollada, enrollándola luego a una tasa de atornillado de entre el 35 y el 75 %, y
un proceso de recocido para calentar la lámina de acero después del proceso de laminación en frío hasta una temperatura de recalentamiento máxima de entre 740 y 1000 °C, luego enfriar con una tasa de enfriamiento promedio desde dicha temperatura de calentamiento máxima hasta 700 °C de entre 1,0 y 10,0°C/seg y con una tasa de enfriamiento promedio desde 700 hasta 500 °C de entre 5,0 y 200 °C/seg, después mantener a una temperatura de 350 a 450 °C durante 30 a 1000 segundos, luego enfriar a temperatura ambiente y, mientras se enfría de dicha temperatura de calentamiento máxima a temperatura ambiente, recalentar desde el punto Bs o menos de 500 °C hasta 500 °C o más al menos una vez y recalentar desde el punto Ms o menos de 350 °C hasta 350 °C o más al menos una vez.
6. Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por producir una lámina de acero de alta resistencia por el método de producción de lámina de acero de alta resistencia de acuerdo con la reivindicación 5 y luego galvanizarla.
7. Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por producir una lámina de acero de alta resistencia por el método de producción de acuerdo con la reivindicación 5 durante cuyo proceso de recocido, en el momento de enfriar desde dicha temperatura de calentamiento máxima hasta la temperatura ambiente, sumergir la lámina de acero después de dicho proceso de laminación en frío en un baño de zinc para galvanizarla por inmersión en caliente.
8. Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad caracterizado por producir una lámina de acero de alta resistencia por el método de producción de acuerdo con la reivindicación 5 después de cuyo proceso de recocido se realiza galvanizado por inmersión en caliente.
9. Un método de producción de lámina de acero galvanizada de alta resistencia que tiene excelente formabilidad de acuerdo con la reivindicación 7 o 8 caracterizado por que realiza el tratamiento de aleación a una temperatura de entre 470 y 650 °C después de dicho galvanizado por inmersión en caliente.
ES12819665T 2011-07-29 2012-07-27 Lámina de acero galvanizada de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia con moldeabilidad superior, y método para producirlas Active ES2733452T3 (es)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011167722 2011-07-29
PCT/JP2012/069223 WO2013018722A1 (ja) 2011-07-29 2012-07-27 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
ES2733452T3 true ES2733452T3 (es) 2019-11-29

Family

ID=47629245

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
ES12819665T Active ES2733452T3 (es) 2011-07-29 2012-07-27 Lámina de acero galvanizada de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia con moldeabilidad superior, y método para producirlas

Country Status (14)

Country Link
US (1) US9896751B2 (es)
EP (1) EP2738276B1 (es)
JP (1) JP5252142B1 (es)
KR (1) KR101624057B1 (es)
CN (1) CN103717774B (es)
BR (1) BR112014002198B1 (es)
CA (1) CA2843179C (es)
ES (1) ES2733452T3 (es)
MX (1) MX357839B (es)
PL (1) PL2738276T3 (es)
RU (1) RU2557862C1 (es)
TW (1) TWI494447B (es)
WO (1) WO2013018722A1 (es)
ZA (1) ZA201401305B (es)

Families Citing this family (39)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2605404C2 (ru) * 2012-08-06 2016-12-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления, и сформованное горячей штамповкой изделие
CN104278194B (zh) * 2013-07-08 2016-12-28 鞍钢股份有限公司 一种具有高强度高塑性的汽车用冷轧钢板及其生产方法
CN104120220B (zh) * 2014-07-29 2016-11-23 东北大学 一种汽车用双相钢的热处理方法
EP3178955B1 (en) * 2014-08-07 2020-07-15 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
WO2016021197A1 (ja) * 2014-08-07 2016-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP3178956A4 (en) 2014-08-07 2017-06-28 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
US10422015B2 (en) 2014-08-28 2019-09-24 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet excellent in stretch-flange formability, in-plane stability of stretch-flange formability, and bendability and method for manufacturing the same
US10400300B2 (en) 2014-08-28 2019-09-03 Jfe Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
DE102015001438A1 (de) 2015-02-04 2016-08-18 Bernhard Engl Flexible Wärmebehandlungsanlage für metalisches Band
CN104611632A (zh) * 2015-02-10 2015-05-13 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种耐磨抗冲击型牛腿梁用型材及其焊接工艺
CN104789890A (zh) * 2015-03-20 2015-07-22 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种具有锌镍合金涂层的高强度钢板及其热处理工艺
JP6473022B2 (ja) * 2015-03-23 2019-02-20 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板
CN105177441A (zh) * 2015-08-31 2015-12-23 铜陵市大明玛钢有限责任公司 用于液晶屏幕框架的冷轧钢板制作工艺
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
KR101714930B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
EP3406748B1 (en) 2016-01-22 2020-10-14 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
CN108495943B (zh) * 2016-03-25 2021-05-28 日本制铁株式会社 高强度钢板及高强度镀锌钢板
WO2017168436A1 (en) * 2016-03-30 2017-10-05 Tata Steel Limited A HOT ROLLED HIGH STRENGTH STEEL (HRHSS) PRODUCT WITH TENSILE STRENGTH OF 1000 -1200 MPa AND TOTAL ELONGATION OF 16%-17%
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
KR101758567B1 (ko) 2016-06-23 2017-07-17 주식회사 포스코 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
CN106222574B (zh) * 2016-08-24 2017-09-19 宁波乾豪金属制品有限公司 一种耐腐蚀的弹簧悬架
DE102016011047A1 (de) 2016-09-13 2018-03-15 Sms Group Gmbh Flexible Wärmebehandlungsanlage für metallisches Band in horizontaler Bauweise
EP3517645B1 (en) 2016-09-21 2021-10-06 JFE Steel Corporation Steel pipe or tube for pressure vessels, method of producing steel pipe or tube for pressure vessels, and composite pressure vessel liner
WO2018055425A1 (en) 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
WO2018115933A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US11326234B2 (en) * 2017-03-31 2022-05-10 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet
JP6338038B1 (ja) * 2017-11-15 2018-06-06 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板
EP3719157B1 (en) 2017-11-29 2024-05-01 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet, and method for manufacturing same
WO2019122961A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
CN109023055B (zh) * 2018-08-16 2020-08-28 敬业钢铁有限公司 一种高强度高成形性汽车钢板及其生产工艺
TWI667356B (zh) * 2018-12-11 2019-08-01 日商新日鐵住金股份有限公司 High-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance, and method for producing high-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance
CN110306134A (zh) * 2019-07-06 2019-10-08 太仓欧克仓储设备有限公司 一种冲压类钣金的预处理工艺
CN114207169B (zh) * 2019-10-09 2023-06-20 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺
CN112375973B (zh) * 2020-10-26 2022-12-20 佛山科学技术学院 一种用于建筑幕墙工程的高强钢结构件及其热处理工艺
CN114908287B (zh) * 2022-04-11 2023-04-14 武汉科技大学 一种低合金轻量化高强汽车用钢及生产方法
CN115627424B (zh) * 2022-11-07 2023-08-18 鞍钢股份有限公司 一种1.5GPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3450985B2 (ja) 1997-04-10 2003-09-29 新日本製鐵株式会社 形状が良好で曲げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP3492176B2 (ja) 1997-12-26 2004-02-03 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する良加工性高強度鋼板とその製造方法
JP4059050B2 (ja) * 2001-10-05 2008-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板製造用母板、高強度高延性冷延鋼板およびそれらの製造方法
KR100554753B1 (ko) * 2001-12-27 2006-02-24 주식회사 포스코 성형성 및 용접성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
JP4325223B2 (ja) 2003-03-04 2009-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付け硬化性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20050118306A (ko) * 2003-04-10 2005-12-16 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4214006B2 (ja) * 2003-06-19 2009-01-28 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4126007B2 (ja) * 2003-10-20 2008-07-30 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と焼付硬化性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
RU2277594C1 (ru) * 2005-03-30 2006-06-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" Способ производства холоднокатаных листов для глубокой вытяжки
JP4692259B2 (ja) 2005-12-07 2011-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
JP4714574B2 (ja) 2005-12-14 2011-06-29 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP4964494B2 (ja) 2006-05-09 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5588597B2 (ja) 2007-03-23 2014-09-10 富士フイルム株式会社 導電性材料の製造方法及び製造装置
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
JP5270274B2 (ja) 2008-09-12 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5463685B2 (ja) * 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5644095B2 (ja) * 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
MX360965B (es) * 2009-11-30 2018-11-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero de alta resistencia con resistencia a la tracción final de 900 mpa o mas, excelente en resistencia a la fragilizacion por hidrógeno y método de producción de la misma.
JP5457840B2 (ja) 2010-01-07 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
CN103097566B (zh) * 2010-09-16 2015-02-18 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2738276A4 (en) 2015-10-21
CA2843179C (en) 2016-10-04
EP2738276B1 (en) 2019-04-24
MX2014001117A (es) 2014-02-27
KR101624057B1 (ko) 2016-05-24
BR112014002198A2 (pt) 2017-02-21
RU2557862C1 (ru) 2015-07-27
CN103717774B (zh) 2015-11-25
KR20140026628A (ko) 2014-03-05
ZA201401305B (en) 2015-01-28
PL2738276T3 (pl) 2019-11-29
CA2843179A1 (en) 2013-02-07
JPWO2013018722A1 (ja) 2015-03-05
TW201309813A (zh) 2013-03-01
CN103717774A (zh) 2014-04-09
MX357839B (es) 2018-07-26
US20140162088A1 (en) 2014-06-12
US9896751B2 (en) 2018-02-20
TWI494447B (zh) 2015-08-01
JP5252142B1 (ja) 2013-07-31
BR112014002198B1 (pt) 2019-04-24
WO2013018722A1 (ja) 2013-02-07
EP2738276A1 (en) 2014-06-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
ES2733452T3 (es) Lámina de acero galvanizada de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia con moldeabilidad superior, y método para producirlas
ES2768598T3 (es) Chapa de acero laminado en frío de alta resistencia y método para la producción de la misma
KR101570629B1 (ko) 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법, 및, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
ES2725803T3 (es) Lámina de acero galvanizado y recocido de alta resistencia, de alta capacidad de temple por cocción, lámina de acero galvanizado y recocido, aleada de alta resistencia, y procedimiento para fabricar la misma
KR101598309B1 (ko) 형상 동결성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
ES2711891T3 (es) Lámina de acero de alta resistencia y lámina de acero recubierta con zinc de alta resistencia con excelente ductilidad y capacidad de estiramiento y método de fabricación de estas
JP5240421B1 (ja) 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
ES2662381T3 (es) Pieza estampada en caliente y método de fabricación de la misma
JP5780171B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4958182B2 (ja) メッキ用高マンガン鋼帯、メッキ鋼帯、高マンガン熱間圧延鋼帯の製造方法、メッキ用高マンガン冷間圧延鋼帯の製造方法、および高マンガンメッキ鋼帯の製造方法
ES2712177T3 (es) Un método de producción de una lámina de acero de calibre fino de alta resistencia excelente en elongación y capacidad de expansión de agujeros
WO2020162560A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
BR112019016766A2 (pt) Chapa de aço de alta resistência
ES2714097T3 (es) Chapa de acero laminada en frío, chapa de acero laminada en frío galvanizada y método para fabricar la misma
MX2014001115A (es) Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero galvanizada de alta resistencia excelentes en moldeabilidad y metodos de produccion de las mismas.
BRPI0809301B1 (pt) Chapa de aço laminada a quente de alta resistência livre de descascamento e método de produção da mesma
JP5907287B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
BR102012027286A2 (pt) Chapa de aço laminada a frio de alta resistência e método para produção da mesma
JPH0310048A (ja) 耐つまとび性、耐泡・黒点欠陥性及びプレス成形性に優れたほうろう用鋼板並びにその製造方法
JP5953695B2 (ja) めっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法