ES2917620T3 - Miembro formador en caliente con excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, y procedimiento para su producción - Google Patents

Miembro formador en caliente con excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, y procedimiento para su producción Download PDF

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Abstract

La presente invención se relaciona con un miembro de prensa caliente adecuado como material para un vehículo y, más específicamente, con un miembro de prensa caliente que tiene una excelente resistencia y ductilidad de propagación de grietas y un método para producir lo mismo. La presente invención se relaciona con un miembro de prensa caliente formado por la prensa que tiene una excelente resistencia y ductilidad de propagación de grietas y un método para producir lo mismo, el miembro de prensa caliente que comprende una hoja de acero base y una capa de placas de aleación de zinc o zinc formada en al menos uno superficie de la lámina de acero base, en la que la lámina de acero base incluye, en% en peso, 0.08-0.30% de carbono (c), 0.01-2.0% de silicio (Si), 3.1-8.0% de manganeso (MN), 0.001- 0.5% de aluminio (AL), 0.001-0.05% de fósforo (P), 0.0001-0.02% de azufre (s), 0.02% o menos de nitrógeno (N) y la cantidad restante de Fe y otras impurezas. El miembro formado por la prensa caliente comprende una austenita residual que tiene 1-30%%de área como microestructura, y una relación de contenido de Mn (WT%)/Zn (WT%) en una capa de óxido de 0.5-1.2Μ M En una dirección de espesor desde la capa superficial de la capa de revestimiento es 0.1 o mayor. (Traducción automática con Google Translate, sin valor legal)

Description

DESCRIPCIÓN
Miembro formador en caliente con excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, y procedimiento para su producción
Campo técnico
La presente invención se refiere a un miembro formado por prensado en caliente adecuado para su uso como material de automoción, y más específicamente, a un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, y a un procedimiento para su producción.
Técnica anterior
Recientemente, los miembros formados por prensado en caliente han sido ampliamente utilizados como miembros estructurales de la automoción para fines tales como la reducción del peso de un vehículo y la mejora de la eficiencia del combustible de un vehículo, y una gran cantidad de investigación se ha llevado a cabo para tales fines. Por ejemplo, la invención desvelada en el Documento de Patente 1 puede proporcionar un miembro que tenga una resistencia ultra-alta en el intervalo de 1.500 MPa o mayor en resistencia a la tracción, por medio de la formación de prensa en caliente y el enfriamiento rápido de una hoja de acero chapada en aluminio después de calentar la misma a 850 °C o más. Además, debido a la formación de una capa de aleación de Al-Fe, se puede proporcionar una hoja de acero que tenga una excelente resistencia a la corrosión.
Sin embargo, de acuerdo con el documento de la patente, la fase principal de una hoja de acero revestida está formada por aluminio, por lo que puede ser difícil explotar los efectos de sacrificio del aluminio, y no se puede mejorar la ductilidad.
En este contexto, el Documento de Patente 2 desvela una técnica para lograr eficazmente los efectos de sacrificio de un miembro formado por prensado en caliente, caracterizándose la técnica en que después de calentar un material de acero revestido en Zn a 880 a 980 °C durante 6 a 15 minutos, se forma una capa amortiguadora en los límites entre una hoja de acero base y una capa de enchapado.
Sin embargo, en este caso, a medida que la temperatura de calentamiento llega a 880 °C o más, la soldabilidad por puntos se deteriora debido a los óxidos de cinc formados en la superficie del cinc, y la ductilidad no se puede mejorar, y debido a una resistencia inferior a la propagación de grietas, es difícil controlar las profundidades de las microgrietas para que sean de 10 pm o menos.
El Documento de Patente 3 se refiere a un miembro obtenido por medio del prensado en caliente de una placa de acero fina que tiene una resistencia a la tracción TS de 1500 MPa o más y un alargamiento uEl de 6,0% o más. El Documento de Patente 4 se refiere a un procedimiento para fabricar un miembro de acero formado por prensado en caliente. El procedimiento fabrica un miembro de acero por medio del calentamiento de una lámina de acero que tiene una composición química específica y en el que se somete a la hoja de acero a por lo menos un tiempo de conformación por prensado en caliente. En el procedimiento, la temperatura de calentamiento es igual o superior a la temperatura de transformación de Ac3, y una temperatura de inicio de la conformación por prensado en caliente está en el intervalo que va desde la temperatura de calentamiento hasta la temperatura de inicio de la martensita (Ms). Para que los miembros formados por prensado en caliente sean adecuados para su uso como miembros resistentes al impacto de los vehículos, los miembros formados por prensado en caliente no sólo requieren una resistencia ultra alta, sino que también necesitan tener una resistencia a la corrosión y a la propagación de grietas mejorada, así como propiedades de fatiga y resistencia al choque, y de este modo, es necesario desarrollar un miembro formado por prensado en caliente que satisfaga las propiedades mencionadas.
(Documento de patente 1) Patente de los Estados Unidos núm. 6.296.805
(Documento de Patente 2) Publicación de Patente Coreana Expuesta al Público Núm. 2014-0035033 (Documento de Patente 3) WO 2016/063467 A1
(Documento de Patente 4) EP 2946848 A1
Divulgación
Problema técnico
Un aspecto de la presente invención es proporcionar un miembro formado por prensado en caliente que tenga una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, que pueda ser utilizado adecuadamente para miembros estructurales de automóviles o materiales de refuerzo que requieran resistencia a la corrosión y resistencia a los choques, y un procedimiento para producir el mismo.
Solución técnica
Un aspecto de la presente invención proporciona un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, como se define en las reivindicaciones adjuntas. Otro aspecto de la presente invención proporciona un procedimiento para producir un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, como se define en las reivindicaciones adjuntas.
Efectos ventajosos
De acuerdo con la presente invención, se proporciona un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente ductilidad y resistencia a la propagación de grietas mientras tiene una resistencia a la tracción de 1.300 MPa o más.
Además, el miembro formado por prensado en caliente de la presente invención se utiliza adecuadamente para los miembros estructurales de la automoción o los materiales de refuerzo que requieren resistencia a la corrosión y resistencia al choque.
Descripción de los dibujos
La FIG. 1 es una vista esquemática en sección transversal que ilustra un miembro formado por prensado en caliente con forma de sombrero de acuerdo con una realización de la presente invención.
La FIG. 2 son fotografías de secciones transversales del Ejemplo Inventivo y del Ejemplo Comparativo de acuerdo con una realización de la presente invención.
Mejor modo para la invención
En la fabricación de un miembro formado por prensado en caliente mediante el uso de una hoja de acero revestida, los presentes inventores han investigado sobre la mejora de la ductilidad y la resistencia a la propagación de grietas, así como la fuerza, del miembro formado por prensado en caliente.
Como resultado, los presentes inventores han confirmado que cuando se optimizan las temperaturas de calentamiento y formación en caliente, las condiciones del proceso de post-calentamiento, y similares, se puede proporcionar un miembro formado por prensado en caliente que tenga las propiedades deseadas.
En un procedimiento de conformación en caliente convencional que utiliza un material de enchapado de cinc o aleación de cinc, el material enchapado se calienta a una temperatura alta y se forma a la alta temperatura, y cuando se calienta a la alta temperatura, se forma una gran cantidad de óxidos de cinc blandos en la superficie del material enchapado, que generan microgrietas al formarse, por lo que se deterioran las propiedades de fatiga y las propiedades de flexión del miembro formado por prensado en caliente. Además, se puede formar austenita previa de grano grueso, y puede ser difícil conseguir suficiente austenita retenida como microestructura de un miembro final formado por prensado en caliente, por lo que el miembro formado por prensado en caliente así producido puede ser inadecuado para su uso como miembros resistentes a los choques y a los impactos.
A la luz de lo anterior, cuando se fabrica un miembro formado por prensado en caliente mediante el uso de un material de enchapado de cinc o de aleación de cinc, en la presente invención, se aumenta un contenido de manganeso (Mn) en el material enchapado, de forma que cuando se calienta a una temperatura elevada para el conformado en caliente, se pueden formar óxidos de manganeso duros en la superficie relativamente más que óxidos de cinc, lo que da lugar a un mayor número de microfisuras en una parte de la pared de la capa de enchapado (por ejemplo, la superficie observada mostrada en la FIG. 1), la parte a la que se le aplica la deformación por cizallamiento al formarse, para de este modo distribuir la tensión de deformación por cizallamiento. Además, al tener una temperatura de conformación en caliente en una región de temperatura más baja que en el procedimiento convencional, la presente invención puede mejorar la resistencia a la propagación de microfisuras. Además, la presente invención puede reducir un tamaño de grano de austenita anterior y garantizar una fase de austenita retenida suficiente para mejorar las propiedades de resistencia al choque. Además, a través de un procedimiento de tratamiento posterior al calentamiento (con referencia a un procedimiento de templado en la presente invención), la presente invención puede estabilizar aún más la fase de austenita retenida, mejorar aún más el límite elástico y mejorar aún más la resistencia al choque por medio de la reducción de la densidad de dislocación dentro de la martensita.
En adelante en la presente memoria, se describirá más específicamente la presente invención.
Un aspecto de la presente invención proporciona un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, que comprende una hoja de acero base y una capa de enchapado de cinc o aleación de cinc en al menos una superficie de la hoja de acero base.
La hoja de acero base es una hoja de acero laminada en frío que contiene un cierto porcentaje de manganeso (Mn), y más particularmente, la hoja de acero base contiene, en peso, carbono (C): 0,08 a 0,30%, silicio (Si): 0,01 a 2,0%, manganeso (Mn): 3,1 a 8,0%, aluminio (Al): 0,01 a 0,5%, fósforo (P): 0,001 a 0,05%, azufre (S): 0,0001 a 0,02%, y nitrógeno (N): 0,02% o menos
En adelante en la presente memoria, se describirán en detalle las razones para limitar la composición de la aleación de la hoja de acero base, y el contenido de cada componente se proporciona en % en peso a menos que se especifique lo contrario.
C: de 0,08 a 0,30%
El carbono (C) es un elemento esencial para mejorar la resistencia de un miembro formado por prensado en caliente, y en la presente invención, es útil para asegurar la austenita retenida que se necesita formar para lograr una excelente ductilidad, y por lo tanto, se debe añadir en una cantidad adecuada.
Si el contenido de carbono (C) es inferior al 0,08%, puede ser difícil conseguir suficiente resistencia y ductilidad, por lo que es necesario que el carbono (C) se añada en una cantidad igual o superior al 0,08%. Sin embargo, si el contenido de carbono (C) supera el 0,30%, la propiedad de laminación en frío de una hoja de acero laminada en caliente puede disminuir notablemente en un procedimiento de laminación en frío porque la resistencia de la hoja de acero laminada en caliente puede ser demasiado alta, y la soldabilidad por puntos también puede disminuir notablemente.
Por consiguiente, en la presente invención, el contenido de carbono (C) se limita a 0,08 a 0,30%.
Si: de 0,01 a 2,0%
El silicio (Si) se añade para eliminar el oxígeno en un procedimiento de fabricación de acero, suprimir la formación de carburos, que afecta notablemente a la resistencia de un miembro formado por prensado en caliente, y es un elemento útil para asegurar la austenita retenida por medio de la concentración de carbono (C) a lo largo de los límites de grano de la martensita de listón después de que se forme la martensita al formarse en caliente.
Si el contenido de silicio (Si) es inferior al 0,01%, es posible que no se consigan los efectos descritos anteriormente, y puede ser difícil conseguir un alto grado de limpieza del acero, además, controlar el contenido de silicio (Si) puede ser costoso. Mientras tanto, el contenido de silicio (Si) superior al 2,0% puede disminuir notablemente la capacidad de revestimiento cuando se lleva a cabo el enchapado con cinc o una aleación de cinc, y por lo tanto puede no ser preferente.
En consecuencia, en la presente invención, el contenido de silicio (Si) se limita al 0,01 a 2,0%. Puede ser preferente que el silicio (Si) se añada en una cantidad del 1,5% o menos, y más preferente que el silicio (Si) se añada en una cantidad del 0,7% o menos.
Mn: de 3,1 a 8,0%
El manganeso (Mn) es un elemento extremadamente importante en la presente invención. El manganeso (Mn) sirve para proporcionar efectos de refuerzo de la solución sólida, sirve para reducir una temperatura Ac3 (la temperatura a la que se produce la transformación del 100% en austenita durante el calentamiento) y sirve para reducir una temperatura Ms (la temperatura a la que comienza la transformación martensítica). En particular, en la presente invención, la conformación en caliente se realiza en regiones de temperatura relativamente baja, y cuando el material calentado, después de ser extraído del horno de calentamiento, se enfría a una temperatura para la conformación en caliente, el manganeso (Mn) suprime la formación de ferrita que causa degradaciones en la resistencia, y por lo tanto, necesita ser añadido en una cantidad suficiente.
Si el contenido de manganeso (Mn) es inferior al 3,1%, es posible que no se consigan los efectos descritos anteriormente, y si el contenido de manganeso (Mn) supera el 8,0%, la resistencia de la hoja de acero antes de llevar a cabo el conformado en caliente se vuelve excesivamente alta, lo que degrada la trabajabilidad, e incluso cuando se aumenta la temperatura del material, las propiedades de conformado en caliente se pueden deteriorar, y los costes de fabricación de los componentes de aleación pueden aumentar, lo que reduce la competitividad de la fabricación.
Por consiguiente, en la presente invención, el contenido de manganeso (Mn) se limita al 3,1 a 8,0%, y preferentemente, al 3,5 a 8,0%.
Al: de 0,001 a 0,5%
El aluminio (Al) es un elemento eficaz para eliminar el oxígeno en un procedimiento de fabricación de acero, junto con el silicio (Si), para aumentar un grado de limpieza del acero.
Si el contenido de aluminio (Al) es inferior al 0,001%, el efecto descrito anteriormente puede ser difícil de conseguir, y si el contenido de aluminio (Al) supera el 0,5%, la temperatura Ac3 puede ser excesivamente elevada, por lo que puede ser necesario aumentar aún más la temperatura de calentamiento para la conformación en caliente.
En consecuencia, en la presente invención, el contenido de aluminio (Al) se limita al 0,001 a 0,5%.
P: de 0,001 a 0,05%
El fósforo (P) existe como impureza en el acero, y se puede incurrir en elevados costes de fabricación para mantener el contenido de fósforo (P) por debajo del 0,001%, mientras que un contenido de fósforo (P) superior al 0,05% puede disminuir notablemente la soldabilidad de un miembro formado por prensado en caliente, y de este modo puede no ser preferente.
En consecuencia, en la presente invención, el contenido de fósforo (P) se limita al 0,001 a 0,05%, y preferentemente, al 0,02% o menos.
S: de 0,0001 a 0,02%
El azufre (S) existe como impureza en el acero, y es un elemento que afecta negativamente a la ductilidad, las propiedades de impacto y la soldabilidad de un miembro formado por prensado en caliente, y de este modo, el contenido de azufre (S) se limita a 0,02% o menos. Sin embargo, los costes de fabricación pueden aumentar notablemente para mantener el contenido de azufre (S) por debajo del 0,0001%, por lo que el límite inferior del contenido de azufre (S) se limita al 0,0001%.
En consecuencia, en la presente invención, el contenido de azufre (S) se limita al 0,0001 a 0,02%, y preferentemente, al 0,01% o menos.
N: de 0,02% o menos
El nitrógeno (N) es un elemento contenido como impureza en el acero, y si el contenido de nitrógeno (N) supera el 0,02%, un planchón puede ser propenso a agrietarse durante la colada continua, y las propiedades de impacto se pueden deteriorar también.
Por consiguiente, en la presente invención, el contenido de nitrógeno (N) se limita a un 0,02% o menos. Sin embargo, los costes de fabricación pueden aumentar drásticamente para mantener el contenido de nitrógeno (N) por debajo del 0,0001%, por lo que puede ser preferente que el límite inferior del contenido de nitrógeno (N) se limite al 0,0001%.
La hoja de acero base de la presente invención, además de la composición de aleación descrita anteriormente, contiene opcionalmente los siguientes elementos, que se describirán a continuación. En particular, la hoja de acero base contiene, opcionalmente, al menos un grupo seleccionado de los siguientes grupos (1) a (4), y las razones para limitar la composición de la aleación de cada grupo se describirán en detalle en adelante en la presente memoria. (1) Al menos uno de cromo (Cr) y molibdeno (Mo), con un contenido total de 0,001 a 2,0%.
(2) Al menos uno de entre el titanio (Ti), el niobio (Nb) y el vanadio (V), con un contenido total de 0,001 a 0,2%. (3) Al menos uno de cobre (Cu) y níquel (Ni), con un contenido total de 0,005 a 2,0%.
(4) Boro (B): de 0,0001 a 0,01%.
El contenido total de al menos uno de los cromo (Cr) y el molibdeno (Mo): de 0,001 a 2,0%
El cromo (Cr) y el molibdeno (Mo) son elementos útiles para lograr la resistencia y el refinamiento del grano por medio de la mejora de la templabilidad y los efectos de fortalecimiento por precipitación. Si el contenido total de al menos uno de los elementos de cromo (Cr) y molibdeno (Mo) es inferior al 0,001%, es posible que no se consigan los efectos descritos anteriormente, sin embargo, un contenido total de los mismos superior al 2,0% puede saturar estos efectos, además de provocar el deterioro de la soldabilidad y el aumento de los costes de fabricación, por lo que puede no ser preferente.
En consecuencia, en la presente invención, el contenido total de al menos uno de los cromo (Cr) y molibdeno (Mo) añadidos se limita al 0,001 a 2,0%.
El contenido total de al menos uno entre el titanio (Ti), el niobio (Nb) y el vanadio (V): de 0,001 a 0,2%
El titanio (Ti), el niobio (Nb) y el vanadio (V) tienen el efecto de mejorar la resistencia de un miembro formado por prensado en caliente por medio de la formación de precipitados finos, así como el efecto de estabilizar la austenita retenida y mejorar la tenacidad al impacto por medio de la inducción del refinamiento del grano. Si el contenido total de al menos uno entre el titanio (Ti), el niobio (Nb) y el vanadio (V) es inferior al 0,001%, los efectos descritos anteriormente pueden ser difíciles de conseguir; sin embargo, un contenido total del mismo superior al 0,2% puede saturar estos efectos e incurrir en un aumento del coste de las ferroaleaciones, por lo que puede no ser preferente. En consecuencia, en la presente invención, el contenido total de al menos uno entre el titanio (Ti), el niobio (Nb) y el vanadio (V) se limita al 0,001 a 0,2%.
El contenido total de al menos uno de los metales cobre (Cu) y níquel (Ni): de 0,005 a 2,0%
El cobre (Cu) se puede añadir como elemento que mejora la resistencia al formar precipitados finos, y el níquel (Ni) se puede añadir opcionalmente, según sea necesario, ya que la fragilidad en caliente puede ser causada cuando el cobre (Cu) se añade solo. Si el contenido total de al menos uno de los elementos de cobre (Cu) y níquel (Ni) es inferior al 0,005%, los efectos descritos anteriormente pueden ser difíciles de conseguir, sin embargo, el contenido total de los mismos superior al 2,0% puede suponer un aumento excesivo del coste.
Por consiguiente, en la presente invención, el contenido total de al menos uno de los metales cobre (Cu) y níquel (Ni) añadidos se limita al 0,005 a 2,0%.
Boro (B): de 0,0001 a 0,01%
La adición de incluso una pequeña cantidad de boro (B) puede mejorar la templabilidad, y el boro (B) se segrega a lo largo de los límites de grano de la austenita anterior para suprimir la fragilidad de un miembro formado por prensado en caliente causada por el fósforo (P) y/o el azufre (S) que se segrega a lo largo de los límites de grano. Si el contenido de boro (B) es inferior al 0,0001%, los efectos descritos anteriormente pueden ser difíciles de conseguir; sin embargo, el contenido de boro (B) superior al 0,01% puede saturar estos efectos, causando fragilidad al laminar en caliente.
Por consiguiente, en la presente invención, el contenido de boro (B) añadido se limita al 0,0001 a 0,01%, y más preferentemente, al 0,005% o menos.
Aparte de los componentes de aleación descritos anteriormente, el componente restante es el hierro (Fe). Sin embargo, dado que en el procedimiento de fabricación común se pueden incorporar inevitablemente impurezas no deseadas procedentes de las materias primas o del entorno, no se pueden excluir. Dado que estas impurezas son bien conocidas por cualquier persona experta en el procedimiento de fabricación convencional, no se describirán en la presente descripción.
El miembro formado por prensado en caliente de la presente invención comprende una capa de enchapado en al menos una superficie de una hoja de acero base que tiene la composición descrita anteriormente, en la que la capa de enchapado es una capa de enchapado de cinc o de aleación de cinc, y puede ser, por ejemplo, una capa de enchapado de cinc (Zn), una capa de enchapado de cinc (Zn) - hierro (Fe), una capa de enchapado de aleación de cinc (Zn) - aluminio (Al), o una capa de enchapado de aleación de cinc (Zn) - aluminio (Al) - magnesio (Mg). Sin embargo, la capa de enchapado no se limita a ello.
El miembro formado por prensado en caliente de la presente invención comprende un 1 a 30% de área de austenita retenida en las microestructuras del mismo.
Si una fracción de fase de la austenita retenida es inferior al 1%, es posible que no se alcance el nivel deseado de ductilidad. Sin embargo, la fracción de fase de la austenita retenida superior al 30% puede garantizar una excelente ductilidad, sin embargo, esto puede requerir la adición de carbono (C) o manganeso (Mn) en mayores cantidades, lo que degrada significativamente la soldabilidad por puntos y las propiedades de impacto de un miembro formado por prensado en caliente, y de este modo puede no ser preferente.
Mientras tanto, la fracción de fase de austenita retenida, como se describirá a continuación, puede ser controlada a través de las condiciones de conformación en caliente, y cuando la conformación en caliente y el posterior enfriamiento se llevan a cabo en las condiciones propuestas en la presente invención, se puede formar un 1 a 20% de área de fase de austenita retenida, y cuando se lleva a cabo un procedimiento de templado después del enfriamiento, se puede garantizar un 1 a 30% de área de fase de austenita retenida.
La fracción de fase de la austenita retenida se puede derivar al calcular el área bajo un pico de austenita, por medio de un ensayo de difracción de rayos X.
La parte restante distinta de la fase de austenita restante es al menos una de martensita y bainita, o al menos una de martensita templada y bainita.
Además, el miembro formado por prensado en caliente de la presente invención tiene un tamaño de grano de austenita anterior (PAGS) de 10 pm o menos. Si el PAGS supera los 10 pm, la cantidad de impurezas por unidad de superficie, tales como el P o el S que se segregan a lo largo de los límites de los granos, aumenta durante un tratamiento térmico, y la propagación de microgrietas puede ser difícil de suprimir, por lo que las características de resistencia al choque se pueden deteriorar.
En consecuencia, el PAGS es de 10 pm o menos, preferentemente, de 7 pm o menos, y más preferentemente, de 5 pm o menos.
Cuanto más pequeño sea el PAGS, menor será la cantidad de impurezas que se segregan a lo largo de los límites de los granos, y más fácil será suprimir la propagación de microgrietas; sin embargo, los costes de fabricación pueden aumentar notablemente para mantener el PAGS por debajo de 0,1 pm, y de este modo, puede ser preferente limitar el límite inferior del mismo a 0,1 pm.
Además, en el miembro formado por prensado en caliente de la presente invención, una relación de manganeso a cinc (Mn -% en peso-/Zn -% en peso-) en una capa de óxido de 0,5 a 1,2 |jm en una dirección de espesor desde la capa superficial de una capa de enchapado es de 0,1 o más.
Como se ha descrito anteriormente, al aumentar la cantidad de óxidos de manganeso en la capa de óxido en una región de la capa superficial de la capa de enchapado, es posible suprimir eficazmente la generación de microfisuras en una porción de superficie lateral (por ejemplo, la superficie observada mostrada en la FIG. 1) que recibe principalmente los efectos de la transformación por cizallamiento durante el conformado en caliente.
El límite superior de la relación entre manganeso y cinc (Mn/Zn) en la capa de óxido no está limitado a ningún valor particular, sin embargo, para que el límite superior sea superior a 2,0, el contenido de manganeso (Mn) debe superar el 8%, en cuyo caso los costes de fabricación pueden aumentar y la operatividad puede verse afectada. En consecuencia, puede ser preferente limitar el límite superior de la relación entre el manganeso y el cinc a 2,0.
A continuación en la presente memoria, se describirá en detalle un procedimiento para preparar un miembro formado por prensado en caliente, otro aspecto de la presente invención.
En primer lugar, se produce una hoja de acero base que contiene la composición de aleación descrita anteriormente y, a continuación, la hoja de acero base se recubre con cinc o una aleación de cinc para producir una hoja de acero revestida.
La hoja de acero base, como se ha descrito anteriormente, es una hoja de acero laminada en frío, y se produce por el procedimiento descrito a continuación.
La hoja de acero laminada en caliente se produce recalentando un planchón de acero que tiene los componentes de aleación descritos anteriormente, y sometiendo el planchón de acero a un proceso de laminación en caliente de acabado y a un proceso de enrollado.
En el proceso de recalentamiento, el planchón de acero se calienta a una temperatura de calentamiento de 1.000 a 1.300 °C. Si la temperatura de calentamiento es inferior a 1.000 °C, puede resultar difícil homogeneizar la estructura y la composición del planchón; sin embargo, la temperatura de calentamiento superior a 1.300 °C puede dar lugar a una oxidación excesiva y a la degradación del equipo, por lo que puede no ser preferente.
Posteriormente, el planchón recalentado es laminado en caliente para producir una hoja de acero laminada en caliente. El laminado en caliente de acabado se realiza a una temperatura de Ar3 a 1.000 °C, y si la temperatura de laminado en caliente de acabado es de Ar3 o menos, el laminado puede ocurrir en una región de dos fases, y de este modo, puede ser difícil controlar la estructura de los granos mezclados en la superficie y la forma de una hoja de acero. Si la temperatura de laminación en caliente de acabado supera los 1.000 °C, los granos del material laminado en caliente se pueden volver gruesos.
Posteriormente, la hoja de acero laminada en caliente producida anteriormente se enrolla en forma de bobina, a una temperatura de 750 °C o menos mientras se excede la Ms. Si la temperatura de enrollado es Ms o menos, la resistencia del material laminado en caliente puede llegar a ser excesivamente alta, para de este modo aumentar la carga para el laminado en frío llevado a cabo posteriormente. Si la temperatura de bobinado supera los 750°C, la oxidación de los límites del grano del material laminado en caliente puede ser excesiva, lo que provoca el deterioro de las propiedades de decapado.
La hoja de acero laminada en frío se produce, por medio del decapado, el laminado en frío y el recocido de la hoja de acero laminada en caliente producida anteriormente.
En este punto, el laminado en frío es para fabricar una hoja de acero laminada en frío que tiene un grosor deseado, y se lleva a cabo con una relación de reducción del 10 al 80%.
La hoja de acero laminada en frío obtenida anteriormente se recuece en un horno de recocido continuo para reducir su resistencia. La resistencia de la hoja de acero se reduce eficazmente al llevar a cabo un recocido continuo a una temperatura de 600 a 900 °C durante 1 a 1000 segundos.
Además, la hoja de acero laminada en caliente antes o después de llevar a cabo el tratamiento de decapado, antes de llevar a cabo el laminado en frío, se somete a un proceso de recocido por lotes. Esto es para disminuir la resistencia del material laminado en caliente, y se realiza a una temperatura de 400 a 700 °C durante 1 a 100 horas, en particular.
La hoja de acero laminada en frío producida como se ha descrito anteriormente se somete a un procedimiento de enchapado para producir una hoja de acero revestida.
El procedimiento de enchapado es de cinc o de aleación de enchapado de cinc. Dichos procesos de enchapado se pueden llevar a cabo en sus respectivas condiciones convencionales, por lo que no se limitan a condiciones particulares.
Además, antes del proceso de enchapado, se puede llevar a cabo un revestimiento metálico con hierro (Fe), níquel (Ni), o similar, con el fin de mejorar la adherencia del enchapado.
Como se ha descrito anteriormente, la hoja de acero revestida obtenida de acuerdo con la presente invención se forma en caliente para producir un miembro formado por prensado en caliente.
En primer lugar, la hoja de acero revestida se calienta y se mantiene a una temperatura igual o superior a una determinada temperatura. La hoja de acero revestida se introduce en un horno de calentamiento y se calienta a una temperatura igual o superior a Ac3, que es igual o superior a una fase única de austenita, a una velocidad de calentamiento de 1 a 1.000 °C/s, y se mantiene durante 5 a 10.000 segundos.
Cuando se calienta a la velocidad de calentamiento descrita anteriormente, la temperatura máxima de calentamiento se encuentra dentro de un intervalo de temperatura de más de Ac3+10 °C a menos de Ac3+200 °C. Cuando la temperatura máxima de calentamiento es Ac3+10 °C o inferior, incluso si se calienta a una temperatura igual o superior a Ac3, pueden existir regiones locales en las que el carbono (C) y/o el manganeso (Mn) no se segregan, por lo que puede no producirse una transformación completa en austenita, lo que hace que permanezca la ferrita anterior y, por tanto, el límite elástico puede no mejorarse suficientemente. Además, el springback del miembro formado por prensado en caliente puede ser excesivo, lo que dificulta la fijación de la forma. Sin embargo, cuando la temperatura máxima de calentamiento es de Ac3+200 °C o más, puede ser fácil conseguir suficiente resistencia y fijación de la forma, pero la soldabilidad por puntos se puede deteriorar debido a una excesiva formación de óxidos en la superficie de la capa de enchapado.
En consecuencia, la hoja de acero revestida se mantiene en las regiones de temperatura descritas anteriormente, sin embargo, si el tiempo de mantenimiento es inferior a 5 segundos, puede que no se produzca una austenización completa, y además, puede ser difícil conseguir una relación de contenido de Mn/Zn de 0,1 o más en los óxidos superficiales. Un tiempo de mantenimiento superior a 10.000 segundos puede reducir la soldabilidad por puntos debido a una excesiva formación de óxidos en la superficie.
La hoja de acero revestida, calentada y mantenida como se ha descrito anteriormente, después de ser extraída del horno de calentamiento, se enfría a una temperatura de conformación en caliente. En este punto, se controla la velocidad de enfriamiento para que sea inferior a 50 °C/s, dado que para mantener la velocidad de enfriamiento a 50 °C/s o más, puede ser necesario un equipo de enfriamiento separado, lo que incurre indeseablemente en un aumento de los costes de fabricación. Por lo tanto, puede ser preferente que el enfriamiento se lleve a cabo a una velocidad de enfriamiento inferior a 30 °C/s, y más preferentemente, a una velocidad de enfriamiento inferior a 15 °C/s.
La velocidad de enfriamiento inferior a 1 °C/s puede hacer que se forme ferrita durante el enfriamiento, lo que reduce indeseablemente la resistencia del miembro formado por prensado en caliente. En consecuencia, al llevar a cabo el enfriamiento, un límite inferior de la velocidad de enfriamiento se limita a 1 °C/s.
El conformado en caliente se lleva a cabo una vez que se ha completado el enfriamiento como se ha descrito anteriormente. En la presente invención, para mejorar la formación de microfisuras y la resistencia a la propagación de las mismas, la temperatura de conformación en caliente se controla a 400 a 650 °C.
Convencionalmente, es preferente aumentar la temperatura de conformación en caliente tanto como sea posible para mejorar la procesabilidad y reducir la carga de la prensa. Sin embargo, cuando una hoja de acero con cinc o aleación de enchapado de cinc se trata térmicamente a una temperatura elevada, el cinc se puede dispersar e introducir en los límites de grano, para de este modo disminuir la resistencia de los límites de grano del hierro base y, en consecuencia, esto puede facilitar indeseablemente la formación de microfisuras y la propagación de grietas en el miembro formado por prensado en caliente.
A la luz de lo anterior, en la presente invención, el conformado en caliente se lleva a cabo a una temperatura de 650 °C o menos, y no a temperaturas convencionales. Cuando la temperatura de formación en caliente es de 650 °C o menos, aunque puede variar en función de la temperatura de calentamiento, la composición del hierro base, o similares, la resistencia de los límites de grano puede llegar a ser mayor que la resistencia del hierro base, por lo que puede ser posible mejorar la formación de microgrietas y la resistencia a la propagación en el miembro formado por prensado en caliente. Sin embargo, si la temperatura de conformación en caliente es demasiado baja, por debajo de 400 °C, se puede producir una transformación martensítica o bainítica antes de la conformación en caliente, lo que provoca un deterioro de las propiedades de conformación en caliente.
En consecuencia, en la presente invención, el conformado en caliente se lleva a cabo a una temperatura de 400 a 650 °C.
Inmediatamente después de llevar a cabo la conformación en caliente en los intervalos de temperatura descritos anteriormente, se realiza un enfriamiento a una temperatura de 100 °C o menos a una velocidad de enfriamiento de 1 °C/s o más, para producir un miembro final formado por prensado en caliente.
En este punto, cuando la velocidad de enfriamiento es inferior a 1 °C/s, se puede formar ferrita como microestructura final, lo que dificulta indeseablemente la obtención de una resistencia ultra alta.
Convencionalmente, en el caso del acero 22MnB5, la velocidad de enfriamiento crítica es de 25 °C/s o superior; sin embargo, en la presente invención, el manganeso (Mn), un componente de la composición del acero, se añade en una cantidad del 3,1% o superior, por lo que incluso a una velocidad de enfriamiento lenta de 1 °C/s superior, no se puede formar ferrita. Sin embargo, con respecto a la productividad, el enfriamiento se puede llevar a cabo preferentemente a una velocidad de enfriamiento de 5 °C/s o superior, y más preferentemente, a una velocidad de enfriamiento de 10 °C/s o superior. El límite superior de la velocidad de enfriamiento no está limitado a ningún valor en particular; sin embargo, con respecto a los costes del equipo, es preferente limitar el límite superior de la velocidad de enfriamiento a 1.000 °C/s.
Una vez completado el enfriamiento, se obtiene un miembro formado por prensado en caliente que comprende un 1 a 20% de área de austenita retenida, y que queda al menos una de martensita y bainita, como microestructura. Además, se incluye una etapa de templado que consiste en calentar el miembro formado por prensado en caliente enfriado como se ha descrito anteriormente a una temperatura de 150 a 600 °C y mantener el miembro formado por prensado en caliente durante 1 a 100.000 segundos. Esto es para aumentar la estabilidad de la austenita retenida, una microestructura del miembro formado por prensado en caliente. Cuando se completa el enfriamiento después de llevar a cabo dicho tratamiento de templado, se obtiene un miembro formado por prensado en caliente que comprende un 1 a 30% de área de austenita retenida, y queda al menos uno de martensita templada y bainita, como microestructura.
Cuando la temperatura de templado es inferior a 150 °C o el tiempo de mantenimiento es inferior a un segundo, puede ser indeseablemente difícil conseguir una estabilidad suficiente de la fase de austenita retenida. Cuando la temperatura de templado supera los 600 °C, la resistencia del miembro formado por prensado en caliente se puede reducir notablemente, y el tamaño del grano de austenita anterior puede crecer hasta ser grueso, con lo que se reduce la tenacidad al impacto y se produce una deformación inducida por el calor y, en consecuencia, se reduce la precisión en la forma de un miembro. Alternativamente, el tiempo de mantenimiento que excede 100.000 segundos puede reducir marcadamente la fuerza del prensado en caliente del miembro formado y puede consumir tiempo excesivamente, para de este modo reducir indeseablemente la productividad del miembro.
A continuación, la presente invención se describirá más detalladamente con referencia a realizaciones específicas. Sin embargo, se debe entender que las siguientes realizaciones son sólo ejemplos y, por lo tanto, no se deben utilizar como ayuda para determinar el alcance de la presente invención, dado que el alcance de la invención está determinado por las reivindicaciones adjuntas.
Modo para la invención
(Realización)
Un lingote de 40 mm de espesor, con la composición de aleación indicada en la Tabla 1, se fundió al vacío y se calentó durante una hora en un horno de calentamiento a 1.200 °C, y posteriormente se laminó en caliente a 900 °C y se enrolló a 680 °C para producir hojas de acero laminadas en caliente con un espesor final de 3 mm, en la que la temperatura de enfriamiento del horno es de 680 °C.
A continuación, la hoja de acero laminada en caliente se lamina en frío con una tasa de reducción de 50% para obtener una hoja de acero laminada en frío. Sólo cuando la hoja de acero laminada en caliente tenía una resistencia a la tracción de 1.500 MPa o superior, se llevaba a cabo el recocido por lotes antes de la laminación en frío. El recocido por lotes se llevó a cabo por medio del calentamiento a 600 °C a una velocidad de 30 °C/hora, con un mantenimiento durante 10 horas, y enfriado a temperatura ambiente a una velocidad de enfriamiento de 30 °C/hora. A continuación, las hojas de acero laminadas en frío se recocieron de forma continua a 780 °C y se sometieron a un proceso de galvanización en caliente (GI) o de galvanización (GA) para producir hojas de acero revestidas. Algunas de las hojas laminadas en frío se sometieron a la electrogalvanización (EG) para producir hojas de acero revestidas. El GI, el Ga y el EG se llevaron a cabo en las respectivas condiciones convencionales.
Las hojas de acero revestidas producidas anteriormente se produjeron cada una como un miembro formado prensado en caliente con forma de sombrero, como se muestra en la FIG. 1. Las hojas de acero revestidas se introdujeron en un horno de calentamiento mantenido bajo atmósfera de aire, y se calentaron hasta una temperatura máxima objetivo y se mantuvieron durante un tiempo objetivo, y luego se extrajeron del horno de calentamiento. Posteriormente, las hojas de acero revestidas se enfriaron hasta una temperatura de conformación en caliente, y luego se formaron en caliente y se enfriaron rápidamente a la temperatura de conformación en caliente para producir miembros formados por prensado en caliente con forma de sombrero. Las condiciones de calentamiento, enfriamiento y conformación en caliente se muestran en la Tabla 2.
Se llevaron a cabo ensayos de tracción, observación de la microestructura y análisis de XRD y GDS mediante el uso de las respectivas muestras de miembros formados por prensado en caliente. El ensayo de tracción se llevó a cabo a una velocidad de ensayo de 10 mm/min mediante el uso de una probeta JIS 5, y las fracciones de fase de las microestructuras se calcularon a partir de la siguiente ecuación mediante el uso de las intensidades integradas de los picos de austenita retenida (y) y los picos de martensita obtenidos del análisis de difracción de rayos X del blanco de Cu, y los resultados se muestran en la Tabla 2
Figure imgf000010_0001
Después de exponer los límites de grano de austenita anteriores por medio de un procedimiento de grabado con ácido fluorhídrico, se calculó un tamaño de grano de austenita anterior (PAGS) como valor medio de los tamaños de grano medios medidos en 5 puntos diferentes en un punto de 1/4 de espesor de cada hierro base mediante el uso de un programa de análisis de imágenes, y los resultados se muestran en la Tabla 2.
Además, se observó una sección transversal de la capa de enchapado a R = 4-30 mm del extremo inferior de una superficie curva del miembro formado por prensado en caliente con forma de sombrero mediante el uso de un microscopio óptico, y se midió la profundidad máxima de la grieta que penetra en el hierro base desde un límite entre el hierro base y la capa de enchapado por medio de un análisis de imagen óptica. A petición del cliente, se determinó que las muestras con una profundidad de grieta máxima superior a 10|jm eran inaceptables. Para medir la relación de contenido de Mn/Zn en los óxidos superficiales, se obtuvo un valor medio de la relación de contenido de Mn/Zn a partir de un punto de 1|jm de cada capa superficial mediante el uso de un espectrómetro de descarga luminosa (GDS), y los resultados se muestran en la Tabla 2.
Algunos de los miembros formados por prensado en caliente con forma de sombrero se introdujeron en un horno de calentamiento precalentado a una temperatura objetivo, y se templaron y enfriaron con aire. Las condiciones de templado fueron las indicadas en la Tabla 3.
Como se ha descrito anteriormente, se midieron las propiedades mecánicas y las fracciones de fase de la microestructura (austenita retenida) por medio de la realización de ensayos de tracción y análisis de DRX de la misma manera que los anteriores, mediante el uso de las probetas templadas de miembros formados por prensado en caliente, y los resultados se muestran en la Tabla 3.
Tabla 1
Figure imgf000010_0002
Figure imgf000011_0001
Figure imgf000012_0001
(En la Tabla 2, TS representa la resistencia a la tracción, y El representa el alargamiento. Además, en la Tabla 2, las fracciones distintas de la fracción de una fase de austenita retenida son de uno o más tipos seleccionados entre bainita y martensita)
Tabla 3
Figure imgf000013_0001
Figure imgf000014_0001
(En la Tabla 3, YS representa el límite elástico, TS representa la resistencia a la tracción y El representa el alargamiento. Además, en la Tabla 3, las fracciones distintas de la fracción de una fase de austenita retenida son de uno o más tipos seleccionados entre bainita y martensita templada)
El acero G de la Tabla 1 tiene la composición de aleación del acero 22MnB5, y tiene un bajo contenido de manganeso (Mn) del 1,2%. Mientras tanto, los aceros A a F tienen todos un contenido de manganeso (Mn) en el intervalo de 3,1 a 8,0%, todos satisfacen la composición de la aleación de la presente invención.
Como se muestra en la Tabla 2, los aceros A-1 a A-5 son Ejemplos Inventivos que satisfacen las condiciones de conformación por prensado en caliente propuestas en la presente invención, todos los cuales tienen una fracción de fase de austenita retenida del 1% o más, un PAGS de 10 pm o menos, una relación de contenido de Mn/Zn de 0,1 o más, y una profundidad de grieta máxima de 10 pm o menos. Además, estos Ejemplos Inventivos han logrado una excelente ductilidad así como una resistencia ultra alta.
Los aceros A-6 y A-7 son los casos con una alta temperatura de conformación en caliente de 710 °C, y se observaron profundidades de grieta máximas superiores a 10 pm incluso cuando la fracción de fase de austenita retenida era del 1% o más. El acero A-8 es el caso con un tiempo de mantenimiento demasiado corto después del calentamiento, y no logró una relación de contenido de Mn/Zn de 0,1 o más, por lo que la profundidad máxima de la grieta superó los 10 pm.
Los aceros B-1, C-1, D-1, E-1 y F-1 han satisfecho las condiciones de conformación por prensado en caliente propuestas en la presente invención y, de este modo, todos tienen una fracción de fase de austenita retenida del 1% o más, un PAGS de 10 pm o menos y una relación de contenido de Mn/Zn de 0,1 o más, y no tenían microfisuras observables. Además, estos Ejemplos Inventivos han logrado una excelente ductilidad así como una resistencia ultra alta.
Sin embargo, el acero G-1 no sólo tiene una composición de aleación insuficiente, sino también, debido a una alta temperatura de conformación en caliente, una fase de austenita retenida insuficientemente formada, un PAGS grueso y una relación de contenido de Mn/Zn inferior a 0,1, por lo que se observó una profundidad de grieta máxima extremadamente grande de 28,5 pm. En el caso del acero G-2, aunque la temperatura de conformación en caliente se ajustaba a la presente invención, tenía un PAGS grueso y una relación de contenido de Mn/Zn inferior a 0,1, por lo que la profundidad máxima de la grieta superaba los 10 pm, y la resistencia a la tracción era de 631 MPa, por lo que no se conseguía una resistencia ultra alta.
La FIG. 2 muestra las microfisuras observadas en miembros formados por prensado en caliente del Acero B-1 (Ejemplo Inventivo 6) y del Acero A-6 (Ejemplo Comparativo 1).
Aunque en el Ejemplo Inventivo 6 apenas se observó una microgrieta que penetrara en el hierro base, sin embargo, en el Ejemplo Comparativo 1, una grieta que penetraba en el hierro base desde la capa de enchapado superaba los 10 pm.
Como se muestra en la Tabla 3, se llevó a cabo el templado en las piezas producidas formadas por prensado en caliente, y en los Ejemplos Inventivos 11a 26 (A-1-1 a F-1-1), la fase de austenita retenida se formó suficientemente después del templado, y de este modo, la ductilidad se mejoró aún más, y el límite elástico fue alto.
Sin embargo, en los Ejemplos Comparativos 6 a 9 (G-1-1 a G-1-4), incluso después del revenido, la fase de austenita retenida no se formó suficientemente, lo que resultó en una ductilidad inferior, y el Ejemplo Comparativo 10 (G-1-5) no logró alcanzar una resistencia ultra alta.

Claims (4)

REIVINDICACIONES
1. Un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, el miembro formado por prensado en caliente que comprende una hoja de acero base laminada en frío y
una capa de cinc o de enchapado de cinc en al menos una superficie de la hoja de acero base, en la que la hoja de acero base laminada en frío contiene, en peso, carbono (C): 0,08 a 0,30%,
silicio (Si): 0,01 a 2,0%, manganeso (Mn): 3,1 a 8,0%, aluminio (Al): 0,001 a 0,5%,
fósforo (P): 0,001 a 0,05%, azufre (S): 0,0001 a 0,02%, nitrógeno (N) : 0,02% o
menos, y un equilibrio de hierro (Fe) y otras impurezas,
en la que la hoja de acero base laminada en frío contiene además, opcionalmente, al menos un grupo seleccionado de los grupos (1) a (4):
(1) al menos uno de cromo (Cr) y molibdeno (Mo), con un contenido total de 0,001-2,0%; (2) al menos uno de titanio (Ti), niobio (Nb) y vanadio (V), con un contenido total de 0,001-0,2%; (3) al menos uno de cobre (Cu) y níquel (Ni), con un contenido total de 0,005-2,0%; y (4) boro (B): 0,0001 a 0,01%,
en el que el miembro formado por la prensa en caliente comprende un 1-20% de área de austenita retenida como microestructura, y comprende al menos una de martensita y bainita, como microestructura restante, en el que el miembro formado por prensado en caliente tiene un tamaño de grano de austenita anterior de 10 |jm o menos, y una relación de contenido de Mn(% en peso)/Zn (% en peso) en una capa de óxido de 0,5-1,2 mm en una dirección de espesor a partir de una capa superficial de la capa de enchapado es de 0,1 o más, en el que el miembro formado por prensado en caliente tiene una resistencia a la tracción de 1300MPa o más; en el que la profundidad máxima de la grieta que penetra en un hierro base desde un límite entre el hierro base y la capa de enchapado es de 10 jm o menos; y en el que las propiedades microestructurales y mecánicas se miden con los respectivos procedimientos divulgados en la descripción.
2. Un procedimiento para producir un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y la ductilidad de la reivindicación 1, el procedimiento que comprende
una operación de preparación de una hoja de acero base que contiene, en peso, carbono (C) : 0,08 a 0,30%, silicio (Si): 0,01 a 2,0%, manganeso (Mn): 3,1 a 8,0%, aluminio (Al): 0,01 a 0,5%, fósforo (P): 0,001 a 0,05%, azufre (S): 0,0001 a 0,02%, nitrógeno (N): 0,02% o menos, y un equilibrio de hierro (Fe) y otras impurezas, en la que la hoja de acero base contiene además, opcionalmente, al menos un grupo seleccionado de los grupos (1) a (4):
(1) al menos uno de cromo (Cr) y molibdeno (Mo), con un contenido total de 0,001-2,0%; (2) al menos uno de titanio (Ti), niobio (Nb) y vanadio (V), con un contenido total de 0,001-0,2%; (3) al menos uno de cobre (Cu) y níquel (Ni), con un contenido total de 0,005-2,0%; y (4) boro (B): 0,0001 a 0,01%,
y el cincado o enchapado de aleación de cinc de la hoja de acero base para producir una hoja de acero revestida;
una operación consistente en introducir la hoja de acero revestida en un horno de calentamiento, calentar la hoja de acero revestida a una temperatura Ac3 o superior a una velocidad de calentamiento de 1-1.000°C/s, y mantener la hoja de acero revestida durante 5 a 10.000 segundos;
una operación de extracción de la hoja de acero revestida calentada y mantenida del horno de calentamiento, enfriamiento de la hoja de acero revestida a una temperatura de 400 a 650 °C a una velocidad media de enfriamiento de 1°C/s o más a menos de 50°C/s, y conformación en caliente de la hoja de acero revestida a dicha temperatura; y
una operación de enfriamiento, después de la conformación en caliente, de la hoja de acero revestida a una temperatura de 100 °C o menos a una velocidad de 1°C/s o más para producir un miembro conformado por prensado en caliente, en el que, después del enfriamiento, se forma una microestructura que incluye un 1 a 20% de área de austenita retenida, y una restante al menos seleccionada entre martensita y bainita,
en la que una temperatura máxima de calentamiento de la hoja de acero revestida está comprendida entre más de Ac3+10 °C y menos de Ac3+200 °C,
en la que la hoja de acero base es una hoja de acero laminada en frío producida por medio de una operación de decapado de una hoja de acero laminada en caliente y de laminación en frío de la hoja de acero laminada en caliente con una proporción de reducción del 10 al 80%, y una operación de recocido continuo de la hoja de acero laminada en caliente después del laminado en frío, a una temperatura de 600 a 900 °C durante 1 a 1.000 segundos, que comprende además: una operación de recocido por lotes de la hoja de acero laminada en caliente o de la hoja de acero laminada en caliente decapada a una temperatura de 400 a 700 °C durante 1 a 100 horas,
en la que la hoja de acero laminada en caliente se produce por medio de una operación de recalentamiento de un planchón de acero a una temperatura de 1.000 a 1.300 °C; y una operación de laminación en caliente del planchón recalentado a una temperatura de Ar3 a 1.000 °C para producir una hoja de acero laminada en caliente; y una operación de enrollado de la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura comprendida en el intervalo de Ms, exclusivamente, a 750 °C, inclusive.
3. Un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y ductilidad, el miembro formado por prensado en caliente que comprende una hoja de acero base laminada en frío y una capa de enchapado de cinc o aleación de cinc en al menos una superficie de la hoja de acero base laminada en frío,
en el que la hoja de acero base laminada en frío contiene, % en peso, carbono (C): 0,08 a 0,30%, silicio (Si): 0,01 a 2,0%, manganeso (Mn): 3,1 a 8,0%, aluminio (Al): 0,01 a 0,5%, fósforo (P): 0,001 a 0,05%, azufre (S): 0,0001 a 0,02%, nitrógeno (N): 0,02% o menos, y un equilibrio de hierro (Fe) y otras impurezas,
en la que la hoja de acero base laminada en frío contiene además, opcionalmente, al menos un grupo seleccionado de los grupos (1) a (4):
(1) al menos uno de cromo (Cr) y molibdeno (Mo), con un contenido total de 0,001 a 2,0%; (2) al menos uno de titanio (Ti), niobio (Nb) y vanadio (V), con un contenido total de 0,001 a 0,2%; (3) al menos uno de cobre (Cu) y níquel (Ni), con un contenido total de 0,005 a 2,0%; y (4) boro (B): 0,0001 a 0,01%, en el que el miembro formado por prensado en caliente comprende un 1 a 30% de área de austenita retenida como microestructura, y comprende al menos una de martensita templada y bainita, como microestructura restante,
en el que el miembro formado por prensado en caliente tiene un tamaño de grano de austenita anterior de 10 |jm o menos, y una relación de contenido de Mn (% en peso)/Zn (% en peso) en una capa de óxido de 0,5 a 1,2 mm en una dirección de espesor a partir de una capa superficial de la capa de enchapado es de 0,1 o más,
en el que el miembro formado por prensado en caliente tiene una resistencia a la tracción de 1300MPa o más; en el que la profundidad máxima de la grieta que penetra en un hierro base desde un límite entre el hierro base y la capa de enchapado es de 10 jm o menos; y en el que las propiedades microestructurales y mecánicas se miden con los respectivos procedimientos divulgados en la descripción.
4. Un procedimiento para producir un miembro formado por prensado en caliente que tiene una excelente resistencia a la propagación de grietas y la ductilidad de la reivindicación 3, el procedimiento que comprende
una operación de preparación de una hoja de acero base que contiene, % en peso, carbono (C): 0,08 a 0,30%, silicio (Si): 0,01 a 2,0%, manganeso (Mn): 3,1 a 8,0%, aluminio (Al): 0,01 a 0,5%, fósforo (P): 0,001 a 0,05%, azufre (S): 0,0001 a 0,02%, nitrógeno (n ): 0,02% o menos, y un equilibrio de hierro (Fe) y otras impurezas,
en la que la hoja de acero base contiene además, opcionalmente, al menos un grupo seleccionado de los grupos (1) a (4):
(1) al menos uno de cromo (Cr) y molibdeno (Mo), con un contenido total de 0,001 a 2,0%; (2) al menos uno de titanio (Ti), niobio (Nb) y vanadio (V), con un contenido total de 0,001 a 0,2%; (3) al menos uno de cobre (Cu) y níquel (Ni), con un contenido total de 0,005 a 2,0%; y (4) boro (B): 0,0001 a 0,01%, y el cincado o enchapado de aleación de cinc de la hoja de acero base para producir una hoja de acero revestida;
una operación consistente en introducir la hoja de acero revestida en un horno de calentamiento, calentar la hoja de acero revestida a una temperatura Ac3 o superior a una velocidad de calentamiento de 1 a 1.000 °C/s, y mantener la hoja de acero revestida durante 5 a 10.000 segundos;
una operación de extracción de la hoja de acero revestida calentada y mantenida del horno de calentamiento, enfriamiento de la hoja de acero revestida a una temperatura de 400 a 650 °C a una velocidad media de enfriamiento de 1 °C/s o más a menos de 50 °C/s, y conformación en caliente de la hoja de acero revestida a dicha temperatura; y
una operación de enfriamiento, después de la conformación en caliente, de la hoja de acero revestida a una temperatura de 100 °C o menos a una velocidad de 1 °C/s o más para producir un miembro conformado por prensado en caliente, en el que, después del enfriamiento, se forma una microestructura que incluye un 1 a 20% de área de austenita retenida, y una restante al menos seleccionada entre martensita y bainita,
el procedimiento comprende además una etapa de templado en la que se calienta el miembro formado por prensado en caliente obtenido por el enfriamiento, a una temperatura de 150 a 600 °C y se mantiene el miembro formado por la prensa en caliente durante 1 a 100.000 segundos, en la que después del templado se forma una microestructura que incluye un 1 a 30% de área de austenita retenida, y el resto es al menos una de martensita y bainita templadas,
en la que una temperatura máxima de calentamiento de la hoja de acero revestida está comprendida entre más de Ac3+10 °C y menos de Ac3+200 °C,
en la que la hoja de acero base es una hoja de acero laminada en frío producida por medio de una operación de decapado de una hoja de acero laminada en caliente y de laminación en frío de la hoja de acero laminada en caliente con una proporción de reducción del 10 al 80%, y una operación de recocido continuo de la hoja de acero laminada en caliente después del laminado en frío, a una temperatura de 600 a 900 °C durante 1 a 1.000 segundos, que comprende además: una operación de recocido por lotes de la hoja de acero laminada en caliente o de la hoja de acero laminada en caliente decapada a una temperatura de 400 a 700 °C durante 1 a 100 horas,
en la que la hoja de acero laminada en caliente se produce por medio de una operación de recalentamiento de un planchón de acero a una temperatura de 1.000 a 1.300 °C; y una operación de laminación en caliente del planchón recalentado a una temperatura de Ar3 a 1.000 °C para producir una hoja de acero laminada en caliente; y una operación de enrollado de la hoja de acero laminada en caliente a una temperatura comprendida en el intervalo de Ms, exclusivamente, a 750 °C, inclusive.
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