ES2820311T3 - Lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al desprendimiento por impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada - Google Patents

Lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al desprendimiento por impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada Download PDF

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Takeshi Yasui
Hiroyuki Kawata
Yuji Yamaguchi
Ryosuke KOMAMI
Satoshi Uchida
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    • 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
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    • 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
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    • 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
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    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
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    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
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    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • C23C28/023—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only
    • C23C28/025—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material only coatings of metal elements only with at least one zinc-based layer
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Abstract

Una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada, que comprende una capa de chapado galvanizado por inmersión en caliente que contiene Fe: de 0,01 a 6,9% en masa, Al: de 0,01 a 1,0% en masa, estando constituido el resto por Zn e impurezas inevitables en un material base de la lámina de acero que contiene, C: de 0,05 a 0,4% en masa, Si: de 0,4 a 3,0% en masa, Mn: de 1,0 a 4,0% en masa, P: de 0,0001 a 0,1% en masa, S: de 0,0001 a 0,01% en masa, Al: de 0,005 a 0,1% en masa, N: de 0,0005 a 0,01% en masa, y O: de 0,0001 a 0,01% en masa, opcionalmente un tipo o dos tipos de: Ti: de 0,001 a 0,15% en masa, y Nb: de 0,001 a 0,10% en masa, y adicionalmente, opcionalmente, un tipo o dos tipos o más de: Mo: de 0,01 a 2,0% en masa, Cr: de 0,01 a 2,0% en masa, Ni: de 0,01 a 2,0% en masa, Cu: de 0,01 a 2,0% en masa, y B: de 0,0001 a 0,01% en masa, estando constituido el resto por Fe e impurezas inevitables, y con una resistencia a la tracción de 590 MPa o más, en donde: la capa de chapado incluye capas de aleación salientes que están en contacto con el material base de la lámina de acero, la densidad numérica de las capas de aleación salientes es 4 piezas/mm o más por unidad de longitud de una interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado cuando se observan desde una dirección en sección, y el diámetro máximo de las capas de aleación salientes en la interfaz es de 100 μm o menos; en donde la capa de aleación saliente es una que tiene un espesor de 2 μm o más, y donde la fase de Fe-Al no se forma en la interfaz entre la capa de aleación saliente y el material base de la lámina de acero; y en donde el material base de la lámina de acero incluye: una capa miniaturizada que está directamente en contacto con la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado; una capa descarburizada que está en contacto con la capa miniaturizada y existe en un lado interior del material base de la lámina de acero; y una capa interna distinta de la capa miniaturizada y la capa descarburizada, en donde el espesor promedio de la capa miniaturizada es de 0,1 a 5 μm, y el diámetro de grano promedio de una fase de ferrita en la capa miniaturizada es de 0,1 a 3 μm, el espesor promedio de la capa descarburizada es de 10 a 200 μm, el diámetro de grano promedio de una fase de ferrita en la capa descarburizada es de 5 a 30 μm, la fracción volumétrica promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada es de 70% o más, y la estructura restante está compuesta de austenita, bainita, martensita o perlita, la razón Hv (superficie)/ Hv (núcleo) entre la dureza micro Vickers promedio de la capa descarburizada Hv (superficie) y la dureza micro Vickers promedio de la capa interna Hv (núcleo) es de 0,3 a 0,8, y un tipo o dos tipos o más de óxidos de Si y Mn están contenidos en las capas de la capa miniaturizada, la capa descarburizada y las capas de aleación salientes, en donde la densidad numérica y el espesor de las capas de aleación salientes, el espesor promedio de la capa miniaturizada, el espesor promedio de la capa descarburizada, el diámetro de grano promedio y la fracción volumétrica promedio de una fase de ferrita en la capa descarburizada y los óxidos de Si y Mn se determinan como se indica en la descripción.

Description

DESCRIPCIÓN
Lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al desprendimiento por impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada
Campo técnico
La presente invención se refiere a una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia y, con más detalle, se refiere a una lámina de acero chapado aplicable para diversos fines, por ejemplo, para un elemento de refuerzo de automoción como lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y adhesividad de chapado.
Antecedentes de la técnica
Se ha utilizado con frecuencia una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente para automóviles, electrodomésticos, materiales de construcción y similares. Se requiere una formabilidad extremadamente alta para una lámina de acero para automóviles que se prensa en configuraciones complicadas. Además, dado que la demanda del comportamiento del automóvil frente al óxido ha aumentado en los últimos años, la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente se utiliza con frecuencia en las láminas de acero para automóviles.
En los últimos años, existe una creciente necesidad de una lámina de acero de alta resistencia con excelente resistencia y ductilidad en vista de la reducción del peso de la carrocería del vehículo. Por ejemplo, el Documento relacionado con Patentes 1 describe una lámina de acero que tiene una estructura de lámina de acero donde se mezclan una fase de ferrita, una fase de bainita y una fase de austenita. Además, se describe que esta lámina de acero es una lámina de acero que hace uso de una plasticidad inducida por transformación que ejerce una alta ductilidad mediante la transformación de la austenita retenida en martensita en el momento de formación.
Este tipo de lámina de acero contiene, por ejemplo, de 0,05 a 0,4% en masa de C, de 0,2 a 3,0% en masa de Si y de 0,1 a 2,5% en masa de Mn, y forma una estructura compleja al controlar un patrón de temperatura durante un procedimiento de enfriamiento después del recocido en una región de dos fases. Existe la característica de que las propiedades deseadas se pueden asegurar sin utilizar elementos de aleación costosos. En los últimos años, existe una creciente necesidad de una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia donde la superficie del material base de la lámina de acero se somete a un chapado galvanizado por inmersión en caliente para asegurar el comportamiento frente al óxido incluso para la lámina de acero de alta resistencia mencionada anteriormente.
Hay cada vez más casos en los que la lámina de acero de alta resistencia se utiliza no solo como elemento de refuerzo para un uso de placa interior sino también como elemento de superficie exterior que puede recibir impactos de piedras voladoras u obstáculos durante el tiempo de conducción en la carrocería de un vehículo. Cuando la lámina de acero de alta resistencia se aplica a un elemento de configuración complicada, se requiere una alta procesabilidad. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia es necesaria para asegurar una alta adhesividad del chapado evaluada mediante métodos de evaluación severos, tales como una prueba de impacto de bola y una prueba de cordón de tracción, además de una prueba de flexión normal de 60° V, suponiendo casos en los que se reciben los impactos de piedras voladoras u obstáculos durante la conducción y la adhesividad del chapado en un tiempo de mecanizado duro.
Dado que se producen grietas en el chapado y una base de hierro con respecto a una porción que recibe un mecanizado extremadamente severo, tal como una pieza de vértice de mecanizado de flexión a 180°, es probable que se produzca corrosión en la porción incluso después de someterla a un tratamiento de conversión y un revestimiento de electrodepósito. Incluso una ligera corrosión puede provocar la penetración de hidrógeno desde la pieza corroída para aumentar así la posibilidad de que se agriete por fragilización por hidrógeno, particularmente cuando el material base es la lámina de acero de alta resistencia.
Cuando la lámina de acero de alta resistencia se somete a chapado galvanizado en una unidad de galvanizado por inmersión en caliente continuo, la humectabilidad del chapado disminuye en gran medida cuando la cantidad de Si de la lámina de acero supera 0,3% en masa. Por lo tanto, existe el problema de que se produce un no chapado que deteriora la calidad de la apariencia en el caso de un método Sendzimir que utiliza un baño de chapado normal que contiene Al. Además, era difícil asegurar la adhesividad del chapado en el momento del impacto o del momento de mecanizado duro porque la adhesividad del chapado se reduce en gran medida simultáneamente.
Se dice que esto se debe a que se genera una película de óxido externa que contiene óxidos que contienen Si y Mn que tienen baja humectabilidad con respecto al Zn fundido en la superficie de una lámina de acero con un reducción del tiempo de recocido.
Como medio para resolver este problema, el Documento relacionado con Patentes 2 propone un método en el que la lámina de acero se calienta previamente en una atmósfera a una razón de aire de 0,9 a 1,2 para generar óxido de Fe, y después se lleva a cabo el chapado en un baño donde se añaden Mn y Al después de que el espesor del óxido se ajuste a 500 Á o menos en una zona de reducción que contiene H2. Sin embargo, ha habido problemas ya que es difícil controlar con precisión el espesor del óxido, y que el intervalo condicional de fabricación en una máquina real es estrecho porque varias láminas de acero que contienen varios elementos aditivos se hacen pasar a través de una línea real. Adicionalmente, aunque podría esperarse un efecto de mejora de la humectabilidad y la adhesividad del chapado en un tiempo de mecanizado normal, el efecto de mejora de la adhesividad del chapado en el momento del impacto o el momento de mecanizado duro era pequeño.
El Documento relacionado con Patentes 3 describe un método que mejora la capacidad de experimentar chapado al suministrar un chapado específico a una capa inferior como otro medio de supresión de no chapado. Sin embargo, este método requiere proporcionar una nueva instalación de chapado en una etapa previa de un horno de recocido en una línea de chapado en caliente, o realizar previamente un tratamiento de chapado en una línea de electrochapado. Ambos casos provocan un aumento importante de los costes de fabricación. Adicionalmente, los efectos de mejora de la adhesividad del chapado en el momento del impacto o el momento de mecanizado duro y la resistencia a la corrosión de la parte mecanizada eran pequeños.
Mientras tanto, el Documento relacionado con Patentes 4 describe un método para fabricar una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente sin oxidar Fe en la lámina de acero ajustando un potencial de oxígeno en una atmósfera de recocido en el momento de recocido. En este método, los elementos fácilmente oxidables tales como Si y Mn en el acero se oxidan internamente controlando el potencial de oxígeno de la atmósfera para suprimir la formación de una película de óxido externa, para mejorar así la capacidad de experimentar chapado. Aunque se puede asegurar suficiente adhesividad en el momento de mecanizado normal aplicando este método, no se podían esperar los efectos de mejora de la adhesividad del chapado en el momento del impacto o el momento de mecanizado duro y la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada. Otras disposiciones propuestas previamente se describen en el documento JP 2007 211279A.
Documentos de la Técnica Anterior
Documentos de Patentes
Documento de Patente 1: Publicación de Patente Japonesa abierta a la inspección pública Núm. H05-59429
Documento de Patente 2: Publicación de Patente Japonesa abierta a la inspección pública Núm. H04-276057
Documento de Patente 3: Publicación de Patente Japonesa abierta a la inspección pública Núm. 2003-105514
Documento de Patente 4: Publicación de Patente Japonesa Núm. 4718782
Descripción de la invención
Problemas que va a resolver la invención
La presente invención se realiza teniendo en cuenta la situación presente mencionada anteriormente, y un objeto de la misma es proporcionar una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al desprendimiento por impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada.
Medios para resolver los problemas
Los autores de la presente invención han realizado estudios intensivos con el fin de resolver los problemas antes mencionados. Como resultado, los autores de la presente invención encontraron que la adhesividad del chapado en un momento de impacto o en un momento de mecanizado duro mejora notablemente formando una capa de aleación en un estado saliente en una capa de chapado de una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia incluso cuando una lámina de acero que contiene una gran cantidad de Si y Mn se utiliza como lámina original de chapado. Al mismo tiempo, los autores de la presente invención encontraron que es posible suprimir notablemente la aparición y extensión de grietas originadas a partir de un material base y penetrar en una capa superficial de la capa de chapado incluso en un estado de distorsión extremadamente severo, tal como una pieza de vértice de mecanizado de flexión a 180° controlando una estructura en un lado del material base de la lámina de acero en una estructura de tres capas de una capa miniaturizada, una capa descarburizada y una capa interna. Los autores de la presente invención encontraron adicionalmente que hay un efecto de mejora notable de la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada mientras se mantiene la resistencia tan alta como 590 MPa al colocar la capa de chapado y el material base de la lámina de acero para que tengan la estructura mencionada anteriormente, para completar la presente invención.
La presente invención se realizó sobre la base de tal conocimiento, y la invención se define en las reivindicaciones adjuntas.
Efecto de la invención
Una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo con la presente invención permite proporcionar una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleado de alta resistencia capaz de asegurar la adhesividad de chapado en un momento de impacto o un momento de mecanizado duro, y con una excelente resistencia a la corrosión en la porción mecanizada incluso en una porción mecanizada extremadamente severa, tal como una pieza de vértice de mecanizado de flexión a 180°, y es extremadamente eficaz para los propósitos de placas internas y externas de automóviles y un elemento de alto refuerzo, aunque se utilice una lámina de acero de alta resistencia que contenga una gran cantidad de Si y Mn como lámina original.
Breve descripción de los dibujos
[FIG. 1] La FIG. 1 es una vista que ilustra un ejemplo de una vista esquemática de una estructura en sección transversal de una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de la presente invención.
[FIG. 2] La FIG. 2 es una fotografía en sección transversal de una capa interior de un ejemplo comparativo y una fotografía en sección transversal de una capa interna de un ejemplo de la presente invención.
Modo de llevar a cabo la invención
A continuación se describe una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al desprendimiento por impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada y un método de fabricación de la misma de acuerdo con una realización de la presente invención en detalle.
Una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención contiene:
C: de 0,05 a 0,4% en masa,
Si: de 0,4 a 3,0% en masa,
Mn: de 1,0 a 4,0% en masa,
P: de 0,0001 a 0,1% en masa,
S: de 0,0001 a 0,01% en masa,
Al: de 0,005 a 0,1% en masa,
N: de 0,0005 a 0,01% en masa, y
O: de 0,0001 a 0,01% en masa,
estando constituido el resto por Fe e impurezas inevitables,
e incluye una capa de chapado galvanizado por inmersión en caliente compuesta de Fe: de 0,01 a 6,9% en masa, Al: de 0,01 a 1,0% en masa, estando constituido el resto por Zn e impurezas inevitables sobre un material base de lámina de acero cuya resistencia a la tracción es de 590 MPa o más, en donde
la capa de chapado incluye capas de aleación salientes que están en contacto con el material base de la lámina de acero, y la densidad numérica de las capas de aleación salientes es de 4 piezas/mm o más por unidad de longitud de una interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado cuando se ve desde una dirección en sección, y el diámetro máximo de las capas de aleación salientes en la interfaz es de 100 pm o menos,
el material base de la lámina de acero incluye:
una capa miniaturizada que está directamente en contacto con la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado;
una capa descarburizada que está en contacto con la capa miniaturizada y que existe en un lado interior del material base de la lámina de acero; y
una capa interna distinta de la capa miniaturizada y la capa descarburizada, en donde
el espesor promedio de la capa miniaturizada es de 0,1 a 5 pm, y el tamaño de grano promedio de una fase de ferrita en la capa miniaturizada es de 0,1 a 3 pm,
el espesor promedio de la capa descarburizada es de 10 a 200 pm, y el tamaño de grano promedio de una fase de ferrita en la capa descarburizada es de 5 a 30 pm, y la fracción volumétrica promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada es de 70% o más,
la estructura restante está compuesta de austenita, bainita, martensita o perlita,
la razón Hv (superficie)/ Hv (núcleo) entre una dureza Vickers promedio de la capa descarburizada Hv (superficie) y una dureza Vickers promedio de la capa interna Hv (núcleo) es de 0,3 a 0,8, y
uno tipo o dos tipos o más de óxidos de Si y Mn están contenidos en las capas de la capa miniaturizada, la capa descarburizada y las capas de aleación salientes.
En la FIG. 1 se ilustra una vista esquemática en sección transversal de la capa de chapado, la capa miniaturizada, la capa descarburizada y la capa interna en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención.
"Capas de aleación salientes en la capa de chapado"
En una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención, la adhesividad del chapado en un momento de impacto o un momento de mecanizado duro se puede asegurar incluyendo capas de aleación salientes en una capa de chapado. Se pueden formar grandes depresiones y salientes en una interfaz entre un material base de lámina de acero y la capa de chapado incluyendo capas de aleación salientes 2 como se ilustra en la FIG. 1 en la capa de chapado, y se puede esperar un efecto de mejora notable de la adhesividad del chapado debido a un efecto de anclaje incluso cuando un fuerte esfuerzo cortante actúa en una dirección de interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado al recibir impacto y mecanizado duro. Como modo de las capas de aleación salientes 2, se puede esperar un mayor efecto de anclaje en un modo en el que se dispersan pequeñas capas de aleación salientes en lugar de formar apenas capas de aleación salientes gruesas. Por consiguiente, no se puede esperar el efecto de anclaje eficaz cuando un diámetro máximo de las capas de aleación 2 que sobresalen en la interfaz entre un material base 4 y una capa de chapado 1 que se indica con 3 en la FIG. 1 es superior a 100 pm porque es demasiado grande. Por lo tanto, se establece un límite superior de una longitud máxima (el diámetro máximo 3) de las capas de aleación salientes en 100 pm. El límite superior se establece preferiblemente en 40 pm. Aunque el límite inferior de la longitud máxima de las capas de aleación salientes 2 no está particularmente limitado, se establece preferiblemente en 3 pm o más. Se muestra un efecto de mejora de la adhesividad cuando una densidad numérica de las capas de aleación salientes se establece en 4 piezas o más por una longitud de interfaz de 1 mm entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado cuando la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado se observa desde una dirección en sección. Mientras tanto, cuando la densidad numérica de las capas de aleación salientes es superior a 100 piezas/mm, no solo se satura el efecto, sino que también se puede deteriorar la resistencia al astillado. El límite superior de la densidad numérica de las capas de aleación salientes se establece deseablemente en 100 piezas/mm. La densidad numérica se establece preferiblemente en un intervalo de 10 a 60 piezas/mm. Como se ilustra en la FIG. 1, las capas de aleación salientes 2 están en contacto con la interfaz entre el material base 4 y la capa de chapado 1, y cada una tiene una estructura que entra desde la interfaz a la capa de chapado 1 en un estado saliente. La forma de cada capa de aleación saliente 2 es arbitraria siempre que la capa de aleación saliente 2 esté en contacto con la interfaz 3 y entre en la capa de chapado 1. Dado que las capas de aleación salientes 2 están en contacto con la interfaz, con el material base 4 sin ser interrumpido por una fase de Fe-Al, y sobresalir en la capa de chapado 1, la adhesividad del chapado se considera mejorada debido al efecto de anclaje.
Las capas de aleación salientes de esta invención se forman realizando un ligero tratamiento térmico de aleación después de sumergirlas en un baño de chapado como se describe más adelante. En el baño de chapado, los microcristales columnares (en lo sucesivo, se denomina fase cristalizada en el baño) de una fase Z microscópica y columnar (FeZn13) y fase 51 (FeZnz) que se cristalizan directamente para formar una interfaz entre el material base de la lámina de acero y el zinc fundido no afectan negativamente a los efectos de esta invención incluso si existe junto con las capas de aleación salientes, pero no se puede esperar un efecto de mejora de la adhesividad en el momento del impacto o en el momento de mecanizado duro. Para distinguir entre la capa de aleación saliente y la fase cristalizada en el baño, la capa de aleación saliente se define como una que tiene un espesor de 2 pm o más, y donde la fase de Fe-Al no se forma en la interfaz entre la capa de aleación saliente y el material base de la lámina de acero. Aunque el límite superior del espesor de la capa de aleación saliente no está particularmente limitado, se establece preferiblemente en 90% o menos del espesor total de la capa de chapado. La capa de aleación saliente se cristaliza directamente para formar la interfaz con el material base de la lámina de acero, y la fase de Fe-Al no existe en la interfaz. Se considera que la capa de aleación saliente es eficaz para mejorar la adhesividad porque la capa de aleación saliente está en contacto directo con el material base sin ser interrumpida por la fase de Fe-Al.
Aunque los tipos de fases que forman la capa de aleación saliente no están particularmente limitados, es más preferible una estructura monofase o una estructura multifase seleccionada entre la fase Z (FeZn13), la fase 51 (FeZnz), una fase r1 (Fe5Zn21), y una fase r (Fe3Zn10) que son fases de compuestos intermetálicos basados en Fe-Zn.
"Método de medición de la capa de aleación saliente"
Existe un método de medición de la longitud máxima y la densidad numérica de las capas de aleación salientes, en el que se realiza un grabado nital al 0,5% después de incrustar y pulir una sección transversal, se fotografía una imagen con un microscopio óptico con un aumento de 200 veces para encontrar la densidad numérica por unidad de longitud. La longitud máxima de las capas de aleación salientes se mide utilizando la misma fotografía. Las longitudes de las capas de aleación salientes se miden con respecto a cada una de las cinco fotografías tomadas con un aumento de 200 veces como para una muestra, y se establece un valor máximo entre ellas en la longitud máxima de las capas de aleación salientes en la muestra.
Aunque las capas de aleación salientes se generan a partir de la interfaz entre la capa de chapado y el material base de la lámina de acero a través de una reacción de aleación, el brillo de la superficie se reduce y la uniformidad de apariencia disminuye cuando las capas de aleación salientes alcanzan una superficie superior de la capa de chapado. Por tanto, es más preferible que las capas de aleación salientes no existan en la superficie superior de la capa de chapado galvanizada por inmersión en caliente en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención.
"Concentración de Fe de la capa de chapado"
Como se indicó anteriormente, un control de modo de las capas de aleación salientes es importante en la capa de chapado galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención. Las capas de aleación salientes se pueden incluir en la capa de chapado estableciendo una concentración de Fe en 0,01% en masa o más. La reacción de aleación parcial continua hasta la superficie de la capa de chapado y el efecto de mejora de la adhesividad del chapado se vuelve pequeño cuando la concentración de Fe se establece por encima de 6,9% en masa. Por tanto, la concentración de Fe en la capa de chapado se limita a un intervalo de 0,01 a 6,9% en masa. El intervalo es preferiblemente de 2,0 a 6,9% en masa.
"Concentración de Al de la capa de chapado"
Cuando la concentración de Al en la capa de chapado es inferior a 0,01% en masa, no se puede controlar una reacción excesiva de Fe-Zn en el baño de chapado y se dificulta el control de la estructura de la capa de chapado. Cuando la concentración de Al es 1,0% en masa, existe la posibilidad de que se obstruya la soldabilidad por puntos debido a que se forma una película de Al2O3 densa en la superficie de la capa de chapado. La concentración de Al en la capa de chapado se establece más preferiblemente de 0,03% en masa a 0,8% en masa en vista del control de la estructura de la capa de chapado. Adicionalmente, la concentración de Al se establece preferiblemente en un intervalo de 0,1% en masa a 0,5% en masa.
"Otras impurezas inevitables"
En la realización de esta invención, un tipo o dos tipos o más de Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, In, Cs, y REM pueden estar contenidos o mezclados en la capa de chapado galvanizada por inmersión en caliente. Los efectos de la presente invención no se ven afectados incluso si un tipo o dos tipos o más de los elementos antes mencionados están contenidos o mezclados en la capa de chapado galvanizada por inmersión en caliente, y puede haber un caso preferible de manera que se mejore la resistencia a la corrosión y la trabajabilidad dependiendo del contenido del mismo.
"Método de medición de la composición de chapado"
La capa de chapado se funde en una solución acuosa de HCl al 5% con un inhibidor añadido, y el líquido fundido se analiza por ICP para cuantificarlo con el fin de medir la concentración de Fe y la concentración de Al en la capa de chapado.
"Estructura en el lado del material base de lámina de acero"
A continuación se describe una estructura en el lado del material base de la lámina de acero en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención en detalle.
"Capa miniaturizada"
Como se ilustra en la FIG. 1, la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención incluye una capa miniaturizada 5 que está directamente en contacto con la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado en el lado del material base de la lámina de acero. Una capa formada principalmente por granos extremadamente microscópicos de una fase de ferrita se forma en la capa miniaturizada 5, y la aparición de grietas desde el interior del material base de la lámina de acero y la extensión de las grietas después de eso se pueden suprimir incluso en una porción bajo un estado deformado extremadamente severo tal como una pieza de vértice de mecanizado de flexión a 180°.
Se muestra un efecto de supresión de la aparición de grietas y la extensión en el momento de mecanizado cuando el espesor promedio de la capa miniaturizada se establece en 0,1 gm o más. Cuando el espesor promedio de la capa miniaturizada se establece en más de 5 gm, la aleación continúa de manera excesiva en el baño de chapado y no se puede obtener la estructura de la capa de chapado de esta invención. Por consiguiente, el espesor promedio de la capa miniaturizada está limitado a un intervalo de 0,1 a 5 gm. El espesor promedio de la capa miniaturizada se establece preferiblemente en un intervalo de 0,1 a 3 gm. El efecto de suprimir la aparición y extensión de grietas en el momento de mecanizado se muestra cuando un tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa miniaturizada se establece en 0,1 gm o más, y el efecto se vuelve limitado cuando el tamaño de grano promedio se establece en más de 3 gm. Por consiguiente, el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa miniaturizada está limitado a un intervalo de 0,1 a 3 gm. El tamaño de grano promedio se fija preferiblemente en un intervalo de 0,1 a 2 gm.
En esta invención, el recocido bajo una condición controlada para que sea una zona de temperatura específica y una atmósfera específica se realiza en un procedimiento de recocido para generar la capa miniaturizada y la capa descarburizada como se describe más adelante. Como resultado, la reacción de descarburación continúa a una capa superficial de material base de lámina de acero en la zona de temperatura específica. Dado que el material base de la lámina de acero se descarbura en la capa miniaturizada, una fase constituyente en la capa miniaturizada es sustancialmente una estructura cuyo cuerpo principal es la fase de ferrita excepto el óxido y las partículas de inclusión.
En esta invención, el efecto obtenido al incluir la capa miniaturizada sobre el lado del material base de la lámina de acero consiste en suprimir la aparición y extensión de grietas en el momento de mecanizado duro como se describe anteriormente. Al mismo tiempo, hay un efecto para acelerar una reacción de aleación de Fe-Zn entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado galvanizada por inmersión en caliente durante un tratamiento de calentamiento y aleación después del chapado galvanizado por inmersión en caliente para formar las capas de aleación salientes miniaturizando el tamaño de grano de ferrita en la capa superficial del material base de la lámina de acero. Por lo tanto, es posible suprimir una cantidad de calor de entrada requerida para que la formación de las capas de aleación salientes sea baja y hacer que la temperatura de calentamiento durante el procedimiento de tratamiento de aleación sea baja en el estado en el que se incluye la capa miniaturizada. Una tasa de reacción de Fe-Zn disminuye si se reduce la temperatura de calentamiento durante el procedimiento de tratamiento de aleación y, por lo tanto, es fácil disminuir la reacción antes de que las capas de aleación salientes cubran toda la capa de chapado y se pueda expandir el intervalo condicional fabricable.
"Método de medición de la capa miniaturizada"
Con el fin de medir la capa miniaturizada, se procesa una sección transversal utilizando un dispositivo CP (pulidor de sección transversal), se observa una imagen electrónica reflejada tomada por un FE-SEM (microscopía electrónica de barrido de emisión de campo) con un aumento de 5.000 veces, para medir el espesor promedio de la capa miniaturizada y el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa miniaturizada. Se define que la capa miniaturizada existe cuando un tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa superficial superior del material base de la lámina de acero es 1/2 o menos del tamaño de grano promedio de una fase de ferrita en la capa descarburizada. Una interfaz donde el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa miniaturizada se vuelve más de 1/2 del tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada se define como una interfaz de capa entre la capa miniaturizada y la capa descarburizada.
"Capa descarburizada"
En la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención, hay una capa descarburizada 6 como se ilustra en la FIG. 1. En la capa descarburizada 6, dado que una fracción volumétrica de las fases duras (estructuras restantes 9) es menor y la resistencia también es menor en comparación con una capa interna 7, es poco probable que la capa descarburizada 6 sea el origen de grietas incluso en un estado distorsionado severo en la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180°, se puede suprimir la aparición de grietas en la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180°. El efecto de suprimir la aparición de grietas incluso en la parte del vértice del mecanizado de flexión a 180° se ejerce estableciendo un espesor promedio de la capa descarburizada en 10 gm o más, pero la resistencia a la tracción de todo el material base de la lámina de acero se reduce debido a las propiedades de la capa descarburizada cuando el espesor promedio se establece en más de 200 gm. Por consiguiente, el espesor promedio se limita a un intervalo de 10 a 200 gm. El intervalo es preferiblemente de 30 a 150 gm.
"Estructura de lámina de acero en la capa descarburizada"
La capa descarburizada 6 tiene una estructura mixta donde una fase de ferrita 8 es un cuerpo principal, y las estructuras restantes 9 están ocupadas por un tipo o dos tipos o más de entre la fase de austenita, la fase de bainita, la fase de martensita y la fase de perlita como se ilustra en la FIG. 1. La dureza promedio de la capa descarburizada 6 con respecto a la capa interna 7 se reduce suficientemente estableciendo la fracción volumétrica de la fase de ferrita en la capa descarburizada 6 a 70% o más, y por lo tanto, el efecto de suprimir la aparición de grietas se muestra en la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180°. Cuando el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada es inferior a 5 gm, el efecto de ablandamiento de la capa descarburizada es insuficiente. Cuando el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada es superior a 30 gm, existe la posibilidad de que se deteriore la tenacidad a baja temperatura. El tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada se limita por tanto a un intervalo de 5 a 30 gm. La razón Hv (superficie)/ Hv (núcleo) entre una dureza Vickers promedio de la capa descarburizada Hv (superficie) y una dureza Vickers promedio de la capa interna Hv (núcleo) se puede establecer en un intervalo de 0,3 a 0,8 por la capa descarburizada que tiene la estructura de esta invención. Es necesario reducir la dureza de la capa descarburizada con respecto a la dureza en el núcleo para evitar la aparición de grietas en las proximidades de la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa superficial de la capa de chapado en la parte del vértice del mecanizado de flexión a 180°. Cuando la Hv (superficie)/ Hv (núcleo) es inferior a 0,3, existe la posibilidad de que se presente un efecto negativo sobre la resistencia de todo el material base de la lámina de acero porque la dureza de la capa descarburizada es demasiado baja. Cuando la Hv (superficie)/ Hv (núcleo) es superior a 0,8, las grietas se pueden producir en la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180° porque la capa descarburizada no está suficientemente ablandada con respecto a la capa interna. Por consiguiente, la Hv (superficie)/ Hv (núcleo) está limitada al intervalo de 0,3 a 0,8 en esta invención. La Hv (superficie)/ Hv (núcleo) se establece preferiblemente en un intervalo de 0,3 a 0,6.
"Método de medición de la capa descarburizada"
Para medir el espesor de la capa descarburizada, primero, se incrusta y pule la sección transversal de la lámina de acero, se mide una curva de dureza utilizando micro Vickers desde la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado hacia el lado del material base de la lámina de acero, para encontrar un espesor de una capa cuya dureza sea menor con respecto a la dureza de la capa interna. El espesor encontrado de la capa incluye tanto el espesor de la capa descarburizada como el espesor de la capa miniaturizada, y el valor en el que el espesor de la capa miniaturizada que se encuentra a través del método mencionado anteriormente se resta del espesor de la capa encontrada utilizando el micro Vickers, es el espesor de la capa descarburizada. El valor promedio de las durezas medidas en la capa descarburizada se establece como Hv (superficie), y el valor promedio de las durezas medidas en la capa interna se establece como Hv (núcleo).
Para encontrar la fracción volumétrica de la fase de ferrita en la capa descarburizada, se obtiene una muestra mientras se establece una sección transversal del espesor que es paralela a una dirección de laminado del material base de la lámina de acero como superficie de observación, la superficie de observación es pulida y grabada con nital, después observada por el FE-SEM en la capa descarburizada para medir una fracción de área de la fase de ferrita, y el resultado se puede considerar como la fracción de volumen. El tamaño de grano de la fase de ferrita se puede medir simultáneamente.
"Estructura de la capa interna"
El modo de estructura de la capa interna en esta invención no está particularmente limitado siempre que la resistencia a la tracción de la lámina de acero sea 590 MPa o más, y se pueda asegurar una Hv (superficie)/ Hv (núcleo) dentro del intervalo de 0,3 a 0,8. Sin embargo, la estructura está formada preferiblemente por 50% o más de la fase de ferrita y las estructuras restantes 9 están compuestas por martensita, austenita, bainita y perlita con el fin de asegurar un equilibrio entre resistencia y ductilidad.
"Efecto de mejora de la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada"
La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención incluye las capas de aleación salientes en la capa de chapado, y la capa miniaturizada y la capa descarburizada sobre el lado del material base de la lámina de acero. El efecto como una sustancia simple de cada uno es como se describió anteriormente, pero se puede obtener un efecto de mejora notable de la resistencia a la corrosión que no se podía esperar en el pasado en una porción mecanizada bajo un estado distorsionado extremadamente severo, tal como la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180° cuando todas las capas se proporcionan como se define en esta invención. Cuando solo existen las capas de aleación salientes, pero la capa miniaturizada y la capa descarburizada no existen en la capa superficial del material base de la lámina de acero, se pueden producir grietas porque la distorsión es grande en la capa superficial del material base de la lámina de acero de la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180°, dando como resultado que las grietas penetren en la superficie de la capa de chapado, y la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada disminuya. Cuando la capa miniaturizada y la capa descarburizada existen sobre el lado del material base de la lámina de acero pero las capas de aleación salientes no existen, la capa de chapado se deforma después de una gran distorsión del material base, la adhesividad disminuye notablemente en las proximidades de la interfaz entre el material base de la lámina acero y la capa de chapado, lo que da como resultado que la capa de chapado se desprenda para reducir la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada, aunque las grietas en la capa superficial del material base de la lámina de acero se pueden suprimir en la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180°.
En esta invención, las grietas no se producen a partir de la capa superficial del material base de la lámina de acero en la parte del vértice de mecanizado de flexión a 180° solo en el estado en el que existen todas las capas de aleación salientes, la capa miniaturizada y la capa descarburizada, y la adhesividad no disminuye en la proximidad de la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado y el chapado no se desprende incluso en una región donde la capa de chapado se deforma después de la deformación del material base de la lámina de acero a causa del efecto de anclaje debido a la existencia de las capas de aleación salientes. Por consiguiente, la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada se puede mejorar notablemente.
"Óxido"
En la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención, los óxidos que contienen uno tipo o dos tipos o más de Si y Mn están contenidos en las capas de la capa miniaturizada, la capa descarburizada y las capas de aleación salientes. Los tipos de óxidos contenidos en la capa miniaturizada, la capa descarburizada y las capas de aleación salientes son más preferiblemente un tipo o dos tipos o más seleccionados entre SiO2 , Mn2SiO4, MnSiO3, Fe2SiO4, FeSiO3 y MnO.
"Óxido en las capas de aleación salientes"
El efecto obtenido formando las capas de aleación salientes 2 en la capa de chapado 1 es una mejora en la adhesividad del chapado en el momento del impacto o el momento de mecanizado duro como se describe anteriormente. Las capas de aleación salientes se forman formando óxidos internos sobre la superficie del material base de la lámina de acero en una zona de temperatura específica durante el recocido del material base de la lámina de acero, y se realiza un ligero tratamiento térmico de aleación después del chapado galvanizado por inmersión en caliente como se describe más adelante. Dado que las capas de aleación salientes 2, como se ilustra en la FIG. 1 se pueden formar mediante la reacción antes mencionada, las capas de aleación salientes contienen inevitablemente óxidos. Los óxidos contenidos en las capas de aleación salientes tienen más preferiblemente un diámetro máximo de 0,05 a 0,4 pm y una densidad numérica de 20 a 100 piezas/pm2.
"Óxido en la capa miniaturizada"
En esta invención, la capa miniaturizada 5 que tiene la estructura ilustrada en la FIG. 1 se puede formar formando los óxidos internos en el material base de la lámina de acero en el interior en la zona de temperatura específica en el tiempo de recocido, y suprimiendo el crecimiento de cristales de fase de ferrita sobre la capa superficial del material base de la lámina de acero debido a partículas de óxido interno como se describe más adelante. La capa descarburizada contiene inevitablemente óxidos. Los óxidos contenidos en la capa descarburizada tienen más preferiblemente un diámetro máximo de 0,01 pm a 0,2 pm y una densidad numérica de 20 a 100 piezas/pm2.
"Medición del óxido"
Para medir la presencia/ausencia, la identificación de un tipo, un diámetro máximo y una densidad numérica de una capa de óxido, se procesa una sección transversal de una lámina de acero chapado por FIB (haz de iones focalizados) para fabricar una muestra de película delgada, a continuación, la muestra es observada por el FE-TEM (microscopía electrónica de transmisión de emisión de campo) con un aumento de 3.000 veces. Se fotografían cinco campos visuales con respecto a una muestra, y se establece un valor promedio de las densidades numéricas de los óxidos a través de todos los campos visuales como la densidad numérica de la muestra. El valor máximo de los diámetros de los óxidos medidos en todos los campos visuales se establece como el diámetro máximo del óxido de la muestra.
"Composición química del material base de la lámina de acero"
A continuación se describe una composición química de la lámina de acero base que forma la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de acuerdo con la realización de la presente invención.
C: C es un elemento que aumenta la resistencia del acero y resulta eficaz que esté contenido a 0,05% en masa o más. Sin embargo, dado que la resistencia aumenta demasiado para reducir la trabajabilidad cuando está contenido en exceso, se establece un límite superior de 0,4% en masa. Preferiblemente, el contenido se establece en un intervalo de 0,07 a 0,3% en masa en vista de la trabajabilidad y la soldabilidad.
Si: Si es un elemento eficaz capaz de mejorar la resistencia sin reducir la ductilidad, y resulta eficaz que esté contenido a 0,4% en masa o más. Por otro lado, cuando se añade C por encima de 3,0% en masa, el efecto de aumento de la resistencia se satura y la ductilidad disminuye. Además, el deterioro de la humectabilidad del chapado es notable, deteriorando en gran medida la apariencia. Por tanto, se establece un límite superior de 3,0% en masa. Preferiblemente, el contenido se establece en un intervalo de 0,5 a 2,5% en masa.
Mn: Mn es un elemento importante para permitir una alta resistencia y se añade a 1,0% en masa o más. Sin embargo, dado que es probable que se produzcan grietas en la plancha, y también que se deteriore la soldabilidad por puntos cuando el Mn está contenido en más de 4,0% en masa, se establece un límite superior de 4,0% en masa. Preferiblemente, el contenido se fija en un intervalo de 1,5 a 3,5% en masa en vista de la resistencia y la trabajabilidad.
P: Dado que P también es un elemento que aumenta la resistencia del acero, pero reduce la trabajabilidad, se establece un límite superior de 0,1% en masa. Se establece un límite inferior de 0,0001% en masa porque se requiere un gran coste de refinación para reducir el contenido de P a menos de 0,0001% en masa. El contenido se establece preferiblemente de 0,005 a 0,02% en masa a partir de un equilibrio entre la resistencia, la trabajabilidad y el coste.
S: S es un elemento que reduce la trabajabilidad en caliente y la resistencia a la corrosión del acero. El límite superior del contenido se establece en 0,01% en masa porque la trabajabilidad en caliente y la resistencia a la corrosión se deterioran cuando el contenido supera 0,01% en masa. Se establece un límite inferior de 0,0001% en masa porque es económicamente desventajoso reducir el contenido a menos de 0,0001% en masa. Sin embargo, el contenido es preferiblemente de 0,001% en masa o más porque es probable que se produzca un defecto en la superficie cuando el contenido de S se reduce demasiado.
Al: Es necesario añadir 0,005% en masa o más de Al como elemento desoxidante del acero, y para suprimir el refinado del grano del material laminado en caliente por A1N y el engrosamiento de los granos de cristal en una serie de procedimientos de tratamiento térmico para mejorar el material. Dado que existe la posibilidad de que la soldabilidad se deteriore cuando el contenido es superior a 0,1% en masa, el contenido se establece en 0,1% en masa o menos.
El contenido es preferiblemente de 0,08% en masa o menos con vistas a reducir un defecto en la superficie debido al agrupamiento de alúmina.
N: Dado que N aumenta la resistencia del acero pero reduce la trabajabilidad, se establece un límite superior de 0,01% en masa. El límite superior se establece más preferiblemente en 0,005% en masa o menos cuando se requiere una trabajabilidad extremadamente alta. Cuanto menor sea el contenido de N, más preferible es, pero se establece un límite inferior de 0,0005% en masa porque se requiere un coste excesivo para reducir el contenido a menos de 0,0005% en masa.
O: Dado que el O forma óxido y deteriora la ductilidad y la frangibilidad por estiramiento, es necesario suprimir el contenido. El límite superior del contenido de O se establece en 0,010% porque el deterioro de la frangibilidad por estiramiento se vuelve notable cuando el contenido de O supera 0,010%. El contenido de O es preferiblemente de 0,007% o menos, y más preferiblemente de 0,005% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de O, el límite inferior se establece en 0,0001% porque un gran aumento en el coste de fabricación va acompañado por el establecimiento del contenido de O en menos de 0,0001%. El contenido de O es preferiblemente de 0,0003% o más, y más preferiblemente de 0,0005% o más.
Además, los siguientes elementos se pueden añadir al material base de la lámina de acero de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de acuerdo con la realización de esta invención, según sea necesario.
Ti: Ti es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero mediante el fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento del grano fino mediante la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita y el fortalecimiento de la dislocación mediante la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Ti supera 0,150%, la precipitación de carbonitruro aumenta y la formabilidad se deteriora y, por tanto, el contenido de Ti es preferiblemente 0,150% o menos. En vista de la formabilidad, el contenido de Ti es más preferiblemente de 0,080% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de Ti, el contenido de Ti es preferiblemente de 0,001% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia añadiendo Ti. Para aumentar adicionalmente la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Ti es más preferiblemente de 0,010% o más.
Nb: Nb es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero mediante el fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento del grano fino mediante la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita y el fortalecimiento de la dislocación mediante la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Nb supera 0,100%, la precipitación del carbonitruro aumenta y la formabilidad se deteriora y, por tanto, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,100% o menos. En vista de la formabilidad, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0,050% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de Nb, el contenido de Nb es preferiblemente de 0,001% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia añadiendo Nb. Para aumentar adicionalmente la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0,010% o más.
Mo: Mo suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y se puede añadir en lugar de parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Mo supera 2,00%, la trabajabilidad durante el mecanizado en caliente se ve afectada y la productividad disminuye. Por tanto, el contenido de Mo es preferiblemente de 2,00% o menos, y más preferiblemente de 1,40% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de Mo, el contenido de Mo es preferiblemente de 0,01% o más, y más preferiblemente de 0,10% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de resistencia mediante la adición de Mo.
Cr: Cr suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y se puede añadir en lugar de parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Cr supera 2,00%, la trabajabilidad durante el mecanizado en caliente se ve afectada y la productividad disminuye, y por tanto el contenido de Cr es preferiblemente de 2,00% o menos, y más preferiblemente de 1,40% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de Cr, el contenido de Cr es preferiblemente de 0,01% o más, y más preferiblemente de 0,10% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de resistencia mediante la adición de Cr.
Ni: Ni suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y se puede añadir en lugar de parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Ni supera 2,00%, se deteriora la soldabilidad y, por tanto, el contenido de Ni es preferiblemente de 2,00% o menos, y más preferiblemente de 1,40% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de Ni, el contenido de Ni es preferiblemente de 0,01% o más, y más preferiblemente de 0,10% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de resistencia mediante la adición de Ni.
Cu: Cu es un elemento que aumenta la resistencia al existir como partículas finas en el acero y se puede añadir en lugar de parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Cu supera 2,00%, la soldabilidad se ve afectada y, por tanto, el contenido de Cu es preferiblemente de 2,00% o menos, y más preferiblemente de 1,40% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer particularmente un límite inferior del contenido de Cu, el contenido de Cu es preferiblemente de 0,01% o más, y más preferiblemente de 0,10% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de resistencia mediante la adición Cu.
B: B suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y se puede añadir en lugar de parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de B supera 0,010%, la trabajabilidad durante el mecanizado en caliente se ve afectada y la productividad disminuye. Por tanto, el contenido de B es preferiblemente de 0,010% o menos. En vista de la productividad, el contenido de B es más preferiblemente de 0,006% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se muestran sin establecer en particular un límite inferior del contenido de B, el contenido de B es preferiblemente de 0,0001% o más para obtener suficientemente el efecto de aumento de resistencia mediante la adición de B. Para aumentar adicionalmente la resistencia, el contenido de B es más preferiblemente de 0,0005% o más.
"Método de fabricación"
A continuación, se describe un método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención. En el método de fabricación de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención, se utiliza una plancha que tiene la composición química antes mencionada como placa original, y se realiza laminado en caliente, enfriamiento, bobinado, decapado y laminado en frío. Posteriormente, después de que se realiza el calentamiento y el recocido por CGL, el resultante se sumerge en un baño de chapado galvanizado por inmersión en caliente para elaborar la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia.
La plancha que se va a someter a laminado en caliente no está particularmente limitada, y se puede utilizar una plancha fundida de forma continua o una plancha producida por una plancha modificada fina o similar. El método de fabricación es compatible con un procedimiento como fundido continuo-laminado directo (CC-DR) en el que el laminado en caliente se realiza inmediatamente después del fundido.
La temperatura de acabado del laminado en caliente no está particularmente limitada, pero es más preferiblemente de 850 a 970°C con vistas a asegurar la formabilidad en prensa de la lámina de acero. Aunque las condiciones de enfriamiento y la temperatura de bobinado después del laminado en caliente no están particularmente limitadas, la temperatura de bobinado se establece preferiblemente en 750°C o menos para evitar que la variación del material en las dos partes de los extremos de la bobina sea grande y el deterioro de la capacidad de decapado debido al aumento del espesor de la escama. Adicionalmente, la temperatura de bobinado se establece preferiblemente en 550°C o más porque es probable que se produzca el agrietamiento de los bordes en el tiempo de laminado en frío, y la fractura de la lámina puede ocurrir en el caso extremo si la temperatura de bobinado es demasiado baja. Después de realizar el decapado normal para eliminar una escama negra, una razón de reducción en el tiempo de laminado en frío puede ser una condición normal, y la razón de reducción se establece más preferiblemente en 50% o más para obtener un efecto de mejora máxima de la trabajabilidad. Mientras tanto, dado que se necesitan muchas cargas de laminado en frío para realizar el laminado en frío con una razón de reducción superior a 85%, la razón de reducción se establece más preferiblemente en 85% o menos.
El chapado galvanizado por inmersión en caliente se realiza después de que se realice el laminado en frío como se describe anteriormente. Como ejemplo de un método de fabricación preferible de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención, la atmósfera, cuando la lámina de acero que tiene la composición química antes mencionada se somete a chapado galvanizado por inmersión en caliente, se establece a una atmósfera que contiene H2 de 0,1 a 20% en volumen, estando constituido el resto por N2 , H2O, O2 e impurezas inevitables, y la atmósfera entre 650°C a temperatura máxima de calentamiento se establece en una atmósfera que satisfaga -1,7 < log(PH2ü/PH2) < -0,6, y el calentamiento por aumento de temperatura se realiza a una tasa de aumento de temperatura promedio de 0,5 a 5°C/s, después de eso, el recocido se realiza continuamente, después el enfriamiento se realiza a 650°C a una tasa de enfriamiento promedio de 0,1 a 200°C/s, el enfriamiento se realiza de 650°C a 500°C a una tasa de enfriamiento promedio de 3 a 200°C/s, la lámina de acero se sumerge en un baño de chapado galvanizado en condiciones de temperatura del baño de chapado galvanizado: 450 a 470°C, una temperatura de la lámina de acero en un baño de chapado en el momento de la entrada: 430 a 500°C, después se calienta y se alea a 400 a 440°C durante 1 a 50 s, y a continuación, la lámina de acero se enfría a temperatura ambiente.
El chapado galvanizado por inmersión en caliente se realiza preferiblemente en todos los hornos reductores de una instalación de galvanizado por inmersión en caliente continuo. La atmósfera en el tiempo de recocido se establece en una atmósfera que contiene H2 de 0,1 a 20% en volumen, estando constituido el resto por N2 , H2O, O2 e impurezas inevitables. Cuando el hidrógeno es inferior a 0,1% en volumen, la película de óxido que existente en la capa superficial de la lámina de acero no se puede reducir suficientemente y no se puede asegurar la humectabilidad del chapado. Por tanto, una cantidad de hidrógeno en la atmósfera de recocido reductora se establece en 0,1% en volumen o más. Cuando el hidrógeno en la atmósfera de recocido reductora supera el 20% en volumen, el punto de rocío (correspondiente a una presión parcial de vapor de agua PH20) aumenta excesivamente, y es necesario instalar una unidad para evitar la condensación del rocío. Dado que la instalación de una nueva unidad da como resultado un aumento en el coste de producción, la cantidad de hidrógeno en la atmósfera de recocido reductora se establece en 20% en volumen o menos. La cantidad de hidrógeno es más preferiblemente de 0,5% en volumen o más y de 15% en volumen o menos.
La atmósfera desde la temperatura de 650°C hasta la temperatura máxima de calentamiento se establece para que la atmósfera satisfaga -1,7 < log(PH2ü/PH2) < -0,6, y el calentamiento por aumento de temperatura se realiza a una tasa de aumento de temperatura promedio de 0,5 a 5°C/s, y por lo tanto, se forman la capa miniaturizada 5 y la capa descarburizada 6 de esta invención como se ilustra en la FIG. 1. La recristalización de una estructura de lámina de acero rara vez se inicia en una zona de temperatura inferior a 650°C. Se inicia la recristalización y los granos recristalizados nucleados crecen gradualmente en una zona de temperatura de 650°C o más. Al aumentar el log(PH20/PH2) de la atmósfera durante el recocido para preparar la atmósfera en el lado de fácil oxidación en la zona de temperatura, se oxidan internamente Si y Mn en el material base de la lámina de acero en la capa superficial del material base de la lámina de acero, y las partículas internas de óxido suprimen el crecimiento de grano de los granos recristalizados del material base de la lámina de acero para formar los granos recristalizados finos en la capa superficial del material base de la lámina de acero, y se puede formar la capa miniaturizada 5. Se produce una reacción de descarburación en la capa superficial del material base de la lámina de acero simultáneamente con la oxidación interna para aumentar la fracción volumétrica de la fase de ferrita en la capa superficial del material base de la lámina de acero, y se puede formar la capa descarburizada 6. Cuando el log(PH20/PH2) de la atmósfera entre la temperatura de 650°C y la temperatura máxima de calentamiento es inferior a -1,7, la capa miniaturizada y la capa descarburizada no se pueden formar porque el Si y el Mn rara vez se oxidan internamente y la reacción de descarburación tampoco continua en la capa superficial de la lámina de acero. Cuando el log(PH20/PH2) es superior a -0,6, el espesor de la capa descarburizada se vuelve demasiado grande para ejercer un efecto negativo sobre la resistencia de todo el material base de la lámina de acero. En consecuencia, el log(PH20/PH2) se establece preferiblemente en un intervalo de -1,7 < log(PH20/PH2) < -0,6. El log(PH20/PH2) es más preferiblemente -1,3 < log(PH20/PH2) < -0,7. Cuando la tasa de aumento de temperatura promedio en esta zona de temperatura es superior a 5°C/s, la capa miniaturizada no se puede obtener porque la recristalización en la capa superficial del material base de la lámina de acero avanza antes de que se formen las partículas internas de óxido. Adicionalmente, la capa descarburizada no se puede obtener porque no se puede asegurar suficientemente el tiempo necesario para que prosiga la reacción de descarburación. Mientras tanto, cuando la tasa de aumento de temperatura promedio en esta zona de temperatura es menor de 0,5°C/s, la reacción de descarburación avanza excesivamente y existe la posibilidad de que la resistencia de todo el material base de la lámina de acero disminuya. Por lo tanto, la tasa de aumento de temperatura promedio entre 650°C y la temperatura máxima de calentamiento se establece preferiblemente en el intervalo de 0,5 a 5°C/s. La tasa de aumento de temperatura promedio se establece más preferiblemente en un intervalo de 0,5 a 3°C/s.
La temperatura máxima de calentamiento no está particularmente limitada, pero se establece preferiblemente en un intervalo de 800 a 900°C porque existe la posibilidad de que la forma de la lámina en el momento del paso de la lámina por la alta temperatura, se vuelve muy defectuosa cuando la temperatura máxima de calentamiento sobrepasa 900°C.
En esta invención, el recocido se realiza continuamente después del calentamiento por aumento de temperatura. El tiempo de recocido no está particularmente limitado y las condiciones se pueden establecer según sea necesario, pero el tiempo de recocido se establece preferiblemente en un intervalo de 1 s 300 s en vista de la eficiencia económica y la propiedad superficial de la lámina. El tiempo de recocido se establece más preferiblemente en un intervalo de 30 s 150 s.
Una vez finalizado el recocido, la lámina de acero se enfría a una temperatura de inmersión en un baño de chapado. La tasa de enfriamiento promedio desde la temperatura máxima de calentamiento hasta 650°C se establece deseablemente entre 0,1 y 200°C/s. La tasa de enfriamiento de menos de 0,1°C/s no es deseable porque la productividad se ve afectada en gran medida. El límite superior se establece preferiblemente en 200°C/s porque un aumento excesivo en la tasa de enfriamiento da como resultado un aumento del coste de fabricación. La tasa de enfriamiento de 650 a 500°C se ajusta preferiblemente de 3 a 200°C/s. Cuando la tasa de enfriamiento es demasiado pequeña, la austenita se transforma en una estructura de perlita durante el procedimiento de enfriamiento y se vuelve difícil asegurar la razón de volumen de austenita de 3% o más. Preferiblemente, el límite inferior se establece en 3°C/s. Mientras tanto, no hay ningún problema con respecto al material si la tasa de enfriamiento aumenta, pero un aumento excesivo en la tasa de enfriamiento da como resultado un aumento del coste de la fabricación. Preferiblemente, el límite superior se establece en 200°C/s. Un método de enfriamiento puede ser cualquier método entre enfriamiento por rodillo, enfriamiento por aire, enfriamiento por agua y un método que combine estos métodos.
La temperatura del baño de chapado en el procedimiento de chapado galvanizado por inmersión en caliente se establece preferiblemente entre 450 y 470°C. Cuando la temperatura del baño de chapado es inferior a 450°C, el control de la temperatura del baño se vuelve inestable y existe la posibilidad de que el baño esté parcialmente solidificado. Cuando la temperatura del baño supera 470°C, la vida útil de las unidades, tales como un rodillo de inmersión y una olla de zinc, se acorta. Por consiguiente, la temperatura del baño del baño de chapado galvanizado se establece preferiblemente entre 450 y 470°C.
La temperatura de entrada de la lámina de la lámina de acero en el baño de chapado se establece preferiblemente entre 430 y 500°C. Cuando la temperatura de entrada de la lámina es menor de 430°C, la temperatura del baño de chapado disminuye considerablemente y se hace necesario proporcionar una gran cantidad de calor al baño de chapado para estabilizar la temperatura del baño. Por consiguiente, el límite inferior se establece preferiblemente en 430°C. Cuando la temperatura de entrada de la lámina supera 500°C, no se puede controlar la reacción de aleación de Fe y Zn en el baño, y es difícil controlar la cantidad de adhesión. Por consiguiente, el límite superior se establece preferiblemente en 500°C.
Aunque la concentración de Al en el baño de chapado no está particularmente limitada, la concentración de Al eficaz (una concentración de Al total en el baño - una concentración de Fe total en el baño) se establece preferiblemente en un intervalo de 0,03 a 0,8% en masa para formar las capas de aleación salientes en la capa de chapado.
Después de la inmersión en el baño de chapado, la lámina de acero se somete preferiblemente al tratamiento de calentamiento y aleación de 400 a 440°C durante 1 s a 50 s, y después se enfría a temperatura ambiente. En el procedimiento de tratamiento de calentamiento y aleación, la aleación a baja temperatura permite que avance una reacción de aleación local y, por lo tanto, se pueden formar las capas de aleación salientes en la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia de esta invención. Dado que las capas de aleación salientes no se forman debido a que la reacción de aleación local rara vez ocurre cuando la temperatura de aleación es inferior a 400°C, el límite inferior se establece preferiblemente en 400°C. Dado que es difícil obtener el modo de las capas de aleación salientes porque la reacción de aleación se expande no localmente sino totalmente cuando la temperatura de aleación supera 440°C, el límite superior se establece preferiblemente en 440°C. El tiempo de calentamiento se establece preferiblemente en el intervalo de 1 s a 50 s porque las capas de aleación salientes no se forman cuando el tiempo de calentamiento es menor de 1 s, y la longitud de línea de un horno de aleación se vuelve demasiado larga cuando el tiempo de calentamiento supera 50 s.
En esta invención, el tratamiento de calentamiento y aleación se detiene preferiblemente antes de que las capas de aleación salientes generadas a partir de la interfaz entre la capa de chapado y el material base de la lámina de acero alcancen la superficie de la capa de chapado. El tiempo de calentamiento que se requiere hasta que la reacción de aleación avanza completamente hacia la superficie en el intervalo de temperatura de 400 a 440°C se encuentra deseablemente de antemano al hacer pasar la lámina de acero que tiene el mismo componente que la lámina de acero que se va a fabricar. Al retener la lámina de acero mientras se calienta durante 10 a 80% del tiempo de calentamiento necesario para la aleación completa (tiempo de finalización de la aleación) encontrado de antemano, es posible fabricar con precisión las capas de aleación salientes sin alcanzar la superficie de la capa de chapado.
Ejemplo 1
A continuación se describen ejemplos de la presente invención. Las condiciones de los ejemplos son ejemplos condicionales que se emplean para verificar la viabilidad y los efectos de la presente invención, y la presente invención no se limita a estos ejemplos condicionales. La presente invención puede emplear diversas condiciones siempre que se logre un objeto de la presente invención sin apartarse del alcance de la presente invención.
Las planchas que tenían las composiciones enumeradas en la Tabla 1 se calentaron de 1.150 a 1.250°C, se sometieron a laminado en caliente de manera que la temperatura de acabado pasó a ser de 850 a 970°C para tener tiras de acero laminadas en caliente con un espesor de 2,4 mm cada una. Después del decapado, los resultantes se sometieron al laminado en frío para obtener tiras de acero laminadas en frío con un espesor de 1,0 mm cada una, después se hicieron pasar a través de la línea de galvanizado por inmersión en caliente en las condiciones enumeradas en la Tabla 2 para fabricar láminas de acero galvanizado por inmersión en caliente de los Ejemplos 1 a 34.
Tabla 1
Figure imgf000014_0001
Tabla 2
Figure imgf000015_0001
Tabla 2 (continuación)
Figure imgf000016_0001
Tabla 2 (continuación)
Figure imgf000017_0001
Las láminas de acero de los ejemplos respectivos fabricadas mediante el método mencionado anteriormente se sometieron a pruebas de evaluación como se describe a continuación, y los resultados de las mismas se ilustraron en las Tablas 3-1,3-2.
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000019_0001
Se encontró una cantidad de adhesión de la capa de chapado mediante un método gravimétrico fundiendo la capa de chapado sobre una superficie de evaluación en ácido clorhídrico con inhibidor. Al mismo tiempo, se cuantificaron el Fe y el Al en el líquido fundido mediante ICP para medir la concentración de Fe y la concentración de Al en la capa de chapado.
Como se describió anteriormente, la longitud máxima y la densidad numérica de las capas de aleación salientes en la capa de chapado se encontraron incrustando la sección transversal y realizando un pulido de espejo, sumergiendo en un grabador de nital a 0,5% en masa durante 1 a 3 segundos para realizar el grabado al ácido y observando con un microscopio óptico con un aumento de 200 veces.
Como se describió anteriormente, el espesor promedio de la capa miniaturizada del material base de la lámina de acero y el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa miniaturizada se midieron realizando el procedimiento CP de la sección transversal, la imagen electrónica reflejada obtenida por la FE-SEM se observó con un aumento de 5.000 veces.
Como se describió anteriormente, el espesor promedio de la capa descarburizada del material base de la lámina de acero se encontró realizando el pulido de espejo después de que se incrustara la sección transversal, midiendo la curva de dureza utilizando micro Vickers de la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado hacia el lado del material base de la lámina de acero, y restando el espesor de la capa miniaturizada encontrado de antemano del espesor de la capa cuya dureza se reduce con respecto a la dureza de la capa interna.
Como se describió anteriormente, el tamaño de grano promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada y la fracción volumétrica promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada se determinaron realizando un grabado con nital a 3% después de incrustar y pulir la sección transversal, y observando una imagen de electrones secundarios de la FE-SEM con un aumento de 2.000 veces en la capa descarburizada.
Como se describió anteriormente, la Hv (superficie)/Hv (núcleo) se encontró realizando la incrustación y pulido de la sección transversal, y después midiendo el valor promedio de la dureza micro Vickers de la capa descarburizada Hv (superficie) y el valor promedio de la dureza micro Vickers de la capa interna Hv (núcleo), y calculando la razón de las mismas.
Como se describió anteriormente, se encontraron la presencia/ausencia, el tipo, el diámetro máximo y la densidad numérica de óxidos en cada una de las capas de aleación salientes, la capa miniaturizada y la capa descarburizada al fabricar la muestra de película delgada realizando el procedimiento FIB de la sección transversal de la lámina de acero chapado, observando a continuación la muestra utilizando la FE-TEM con un aumento de 30.000 veces.
Con respecto a la resistencia a la tracción en una prueba de tracción, se procesaron piezas de prueba Núm. 5 de acuerdo con JIS Z 2201 a partir de las láminas de acero de los ejemplos respectivos, y cada resistencia a la tracción (MPa) se midió de acuerdo con el método de prueba descrito en JIS Z 2241.
La adhesividad de chapado suponiendo un procedimiento convencional se evaluó mediante una prueba de flexión en V. Se utilizó un molde de flexión en V de 60° para la prueba de flexión en V. La lámina de acero se dobló 60° de manera que una superficie de evaluación se volvió hacia un lado interno de flexión utilizando un molde que tenía un radio de curvatura en la punta de 1 mm, se adhirió una cinta en el lado interno de la parte doblada y a continuación se desprendió la cinta. Se evaluó la propiedad de pulverización a partir del estado de desprendimiento de la capa de chapado que se desprendió junto con la cinta. Se evaluó como o; sin desprendimiento, A: con desprendimiento y x: con desprendimiento notable, y o se evaluó como aprobado.
La adhesividad del chapado que se supone cuando la lámina de acero recibe el impacto y en el momento de mecanizado duro se evaluó mediante una prueba de impacto de bola. En la prueba de impacto de bola, se dejó caer un molde que tenía una parte con punta semiesférica con un diámetro de 25 mm y un peso de 3,2 kg sobre la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente desde una altura de 60 cm, y se observó una parte saliente de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente deformada con una lupa y se desprendió con una cinta para evaluarla. Se evaluó como © © : sin desprendimientos ni grietas, © : existen pequeñas grietas localmente pero no hay problema, o: existen diminutas grietas y desprendimientos localmente pero no hay problema, A: existe un gran desprendimiento y hay un problema, y x: existe un desprendimiento notable y hay un problema, y © © , © , o se evalúan como aprobados.
La resistencia a la corrosión de la porción mecanizada en la porción sometida a un mecanizado extremadamente severo se verificó utilizando una muestra después de una prueba de flexión 0T (flexión de contacto cercano a 180°). Una parte del vértice exterior doblada de la flexión 0T se estableció como una porción de evaluación, y la muestra después de la flexión 0T se sometió al tratamiento de conversión y al revestimiento por electrodepósito en las siguientes condiciones.
Tratamiento de conversión: tratamiento con fosfato de zinc, cantidad de adhesión de 2,5 g/m2
Revestimiento por electrodepósito: pintura de electrodepósito a base de epoxi sin Pb, espesor de película de 20 gm Después de eso, se realizó una prueba de corrosión acelerada descrita en JASO-M609-91, para evaluar el número de ciclos en los que se generó óxido rojo a partir de la parte del vértice doblado 0T. Los resultados se evaluaron según los siguientes criterios, y © © , © , o se evaluaron como aprobados. © © : no se generan óxido rojo, óxido blanco después de que hayan pasado 150 ciclos, © : sin óxido rojo y se genera un óxido blanco ligero después de que hayan pasado 150 ciclos, o: sin óxido rojo y se genera un óxido blanco ligero después de que hayan pasado 120 ciclos, A: se genera óxido rojo después de 60 ciclos, y x: se genera óxido rojo después de 30 ciclos.
En todos los ejemplos de esta invención, la adhesividad del chapado en el momento de mecanizado duro y la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada en el momento de mecanizado duro están a un nivel aceptable, como se puede ver en la Tabla 3. En todos los ejemplos comparativos que no satisfacen el alcance de la presente invención, la adhesividad del chapado en el momento de mecanizado duro y la resistencia a la corrosión de la porción mecanizada en el momento de mecanizado duro se deterioran. La FIG. 2 ilustra una fotografía en sección transversal de una capa interna del ejemplo comparativo que se estima que corresponde a la ronda Experimental número 8, y una fotografía en sección transversal de una capa interna del ejemplo de esta invención que se estima que corresponde a la ronda Experimental número 13.
Explicación de Códigos
1 capa de chapado
2 capa de aleación saliente
3 medir la dirección del diámetro de la capa de aleación saliente
4 material base de la lámina de acero
5 capa miniaturizada
6 capa descarburizada
7 capa interna
8 fase de ferrita
9 estructura restante (cualquiera de la fase austenita, fase bainita, fase martensita, fase perlita)

Claims (7)

REIVINDICACIONES
1. Una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada, que comprende una capa de chapado galvanizado por inmersión en caliente que contiene Fe: de 0,01 a 6,9% en masa, Al: de 0,01 a 1,0% en masa, estando constituido el resto por Zn e impurezas inevitables en un material base de la lámina de acero que contiene,
C: de 0,05 a 0,4% en masa,
Si: de 0,4 a 3,0% en masa,
Mn: de 1,0 a 4,0% en masa,
P: de 0,0001 a 0,1% en masa,
S: de 0,0001 a 0,01% en masa,
Al: de 0,005 a 0,1% en masa,
N: de 0,0005 a 0,01% en masa, y
O: de 0,0001 a 0,01% en masa,
opcionalmente un tipo o dos tipos de:
Ti: de 0,001 a 0,15% en masa, y
Nb: de 0,001 a 0,10% en masa, y adicionalmente, opcionalmente, un tipo o dos tipos o más de:
Mo: de 0,01 a 2,0% en masa,
Cr: de 0,01 a 2,0% en masa,
Ni: de 0,01 a 2,0% en masa,
Cu: de 0,01 a 2,0% en masa, y
B: de 0,0001 a 0,01% en masa,
estando constituido el resto por Fe e impurezas inevitables, y con una resistencia a la tracción de 590 MPa o más,
en donde:
la capa de chapado incluye capas de aleación salientes que están en contacto con el material base de la lámina de acero, la densidad numérica de las capas de aleación salientes es 4 piezas/mm o más por unidad de longitud de una interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado cuando se observan desde una dirección en sección, y el diámetro máximo de las capas de aleación salientes en la interfaz es de 100 gm o menos; en donde la capa de aleación saliente es una que tiene un espesor de 2 gm o más, y donde la fase de Fe-Al no se forma en la interfaz entre la capa de aleación saliente y el material base de la lámina de acero;
y en donde el material base de la lámina de acero incluye:
una capa miniaturizada que está directamente en contacto con la interfaz entre el material base de la lámina de acero y la capa de chapado;
una capa descarburizada que está en contacto con la capa miniaturizada y existe en un lado interior del material base de la lámina de acero; y
una capa interna distinta de la capa miniaturizada y la capa descarburizada, en donde
el espesor promedio de la capa miniaturizada es de 0,1 a 5 gm, y el diámetro de grano promedio de una fase de ferrita en la capa miniaturizada es de 0,1 a 3 gm,
el espesor promedio de la capa descarburizada es de 10 a 200 gm, el diámetro de grano promedio de una fase de ferrita en la capa descarburizada es de 5 a 30 gm, la fracción volumétrica promedio de la fase de ferrita en la capa descarburizada es de 70% o más, y la estructura restante está compuesta de austenita, bainita, martensita o perlita,
la razón Hv (superficie)/ Hv (núcleo) entre la dureza micro Vickers promedio de la capa descarburizada Hv (superficie) y la dureza micro Vickers promedio de la capa interna Hv (núcleo) es de 0,3 a 0,8, y un tipo o dos tipos o más de óxidos de Si y Mn están contenidos en las capas de la capa miniaturizada, la capa descarburizada y las capas de aleación salientes, en donde la densidad numérica y el espesor de las capas de aleación salientes, el espesor promedio de la capa miniaturizada, el espesor promedio de la capa descarburizada, el diámetro de grano promedio y la fracción volumétrica promedio de una fase de ferrita en la capa descarburizada y los óxidos de Si y Mn se determinan como se indica en la descripción.
2. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada según la reivindicación 1, en donde los óxidos contenidos en las capas de la capa miniaturizada, la capa descarburizada y las capas de aleación salientes son de un tipo o dos tipos o más de entre SiO2 , Mn2SiO4, MnSiO3, Fe2SiO4, FeSiO3 y MnO.
3. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada según la reivindicación 1 o la reivindicación 2, en donde el diámetro máximo de los óxidos contenidos en las capas de aleación salientes es de 0,05 a 0,4 pm, y la densidad numérica es de 20 a 100 piezas/pm2.
4. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, en donde el diámetro máximo de los óxidos contenidos en la capa miniaturizada es de 0,01 a 0,2 pm, y la densidad numérica es de 20 a 100 piezas/pm2.
5. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, en donde las capas de aleación salientes no existen en una superficie superior de la capa de chapado galvanizado por inmersión en caliente.
6. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, en donde el material base de la lámina de acero contiene un tipo o dos tipos de:
Ti: de 0,001 a 0,15% en masa, y
Nb: de 0,001 a 0,10% en masa.
7. La lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia con excelente resistencia al impacto y resistencia a la corrosión de la porción mecanizada según una cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, en donde el material base de la lámina de acero contiene un tipo o dos tipos o más de:
Mo: de 0,01 a 2,0% en masa,
Cr: de 0,01 a 2,0% en masa,
Ni: de 0,01 a 2,0% en masa,
Cu: de 0,01 a 2,0% en masa, y
B: de 0,0001 a 0,01% en masa.
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