MX2011002559A

MX2011002559A - Placa de acero de alta resistencia y metodo de fabricacion de la misma.

Info

Publication number: MX2011002559A
Application number: MX2011002559A
Authority: MX
Inventors: Hiroshi Matsuda; Yasushi Tanaka; Yoshimasa Funakawa
Original assignee: Jfe Steel Corp
Priority date: 2008-09-10
Filing date: 2009-09-04
Publication date: 2011-04-07
Also published as: KR20110039395A; US20110146852A1; TW201016862A; EP2325346A1; EP2325346B1; KR101340758B1; CA2734976A1; WO2010029983A1; TWI412605B; JP2010090475A; JP5418047B2; EP2325346A4; US9121087B2; CN102149840B; CN102149840A

Abstract

Se describe una placa de acero de alta resistencia que tiene ductilidad superior y capacidad de rebordeo por estiramiento y resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o mayor y que tiene 0.17-0.73% de C, 3.0% o menos de Si, 0.5-3.0 o menos de Mn, 0.1% o menos de P, 0.07% de S, 3.0% o menos de Al, 0.010% o menos de N, y 0.7% o más de Si + Al, una relación de área de martensita de 10-90% con respecto a toda la composición de la placa de acero, una cantidad de austenita residual de 5-50%, y una relación de área de ferrita bainítica en la bainita superior de 5% o menos con respecto a toda la composición de la placa de acero. Veinticinco por ciento o más de la martensita mencionada anteriormente es martensita templada, y el total de la relación del área de martensita anteriormente mencionada con respecto a toda la composición de la placa de acero, la cantidad de austenita residual mencionada anteriormente y la relación del área de la ferrita bainítica mencionada anteriormente en la vainita superior con respecto a toda la composición de la placa de acero es de 65% o más. La relación del área de la ferrita poligonal con respecto a toda la composición de la placa de acero es 10% o menos (incluyendo 0%), y la cantidad promedio de C en la austenita residual mencionada anteriormente es de 0.70% o más.

Description

PLACA DE ACERO DE ALTA RESISTENCIA Y METODO DE FABRICACION DE LA MISMA CAMPO TECNICO La presente invención se relaciona con una placa de acero de alta resistencia usada en campos industriales como automóviles y dispositivos eléctricos y que tiene buena capacidad de trabajo, en particular, buena ductilidad y capacidad de rebordeo por estiramiento, y una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más, y se relaciona con un método para fabricar la placa de acero de alta resistencia.

En años recientes, desde el punto de vista de la conservación ambiental global, la mejora de la eficiencia en el combustible de automóviles ha sido un aspecto critico. El desarrollo en el cual un incremento en la resistencia de los materiales usados para carrocerías de automóvil reduce el espesor a carrocerías de automóvil más ligeras se ha vuelto más activo.

Para incrementar la resistencia de una placa de acero, en general, es necesario incrementar las proporciones de fase duras como la martensita y bainita con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero. Sin embargo, un incremento en la resistencia de la placa de acero incrementando las proporciones de la fase dura causa una reducción en la capacidad de trabajo. De este modo, se requiere el desarrollo de una placa de acero que tenga una alta resistencia y buena capacidad de trabajo. Hasta ahora, han sido desarrolladas varias placas de acero de microestructura compuesta, como placas de doble espacio de ferrita - raartensita (acero DP) y que utiliza la plasticidad inducida por transformación de la austenita retenida .

En el caso donde las proporciones de las fases duras se incrementan en una placa de acero de microestructura compuesta, la capacidad de trabajo de las fases duras afecta fuertemente la capacidad de trabajo de la placa de acero. La razón de esto es lo siguiente: en el caso donde las proporciones de las fases duras son bajas y donde la proporción de ferrita poligonal suave es alta, la capacidad de deformación de la ferrita poligonal es dominante a la capacidad de trabajo de la placa de acero. Es decir que, aún en el caso de una capacidad de trabajo insuficiente de las fases duras, la capacidad de trabajo, como la ductilidad, es asegurada. En contraste, en el caso donde las proporciones de las fases duras son altas, la capacidad de trabajo de la placa de acero es afectada directamente no por la capacidad de deformación de la ferrita poligonal sino por las capacidades de deformación de las fases duras.

De este modo, en el caso de una placa de acero laminada en frió, la capacidad de trabajo de la martensita es mejorada como sigue: se efectúa el tratamiento térmico para ajusfar la cantidad de ferrita poligonal formada en el paso de recocido y el paso de enfriamiento posterior. La placa de acero resultante es sometida a templado con agua para formar martensita. La placa de acero es calentada y mantenida a una temperatura alta para la martensita, formando por lo tanto un carburo en la martensita como una fase dura. Sin embargo, ese templado y revenido de la martensita requiere un aparato de fabricación especial como un aparato de recocido continuo con la función de efectuar el templado con agua. De este modo, en el caso de un aparato de fabricación usual en el cual la placa de acero no pueda ser calentada nuevamente o mantenida a una temperatura alta después del endurecimiento de la placa de acero, aunque la placa de acero pueda ser reforzada, la capacidad de trabajo de la martensita como una fase dura no puede ser mejorada.

Como una placa de acero que tiene una fase dura diferente a la martensita, existe una placa de acero que tiene una fase principal de ferrita poligonal y fases duras de bainita y pearlita, en la cual la bainita y la perlita como las fases duras contienen carburo. La capacidad de trabajo de la placa de acero es mejorada no únicamente por la ferrita poligonal sino también por la formación de carburo en las fases duras para mejorar la capacidad de trabajo de las fases duras. En particular, la placa de acero ha mejorado la capacidad de rebordeo por estiramiento. Sin embargo, puesto que la fase principal está compuesta de ferrita poligonal, es difícil obtener un balance entre una alta resistencia, es decir, una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más, y la capacidad de trabajo. Además, en el caso donde la capacidad de trabajo de las fases duras es mejorada por la formación de carburo en las fases duras, la capacidad de trabajo de la placa de acero resultante es inferior a la capacidad de trabajo de la ferrita poligonal. De este modo, en el caso de reducir la cantidad de ferrita poligonal para lograr una alta resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más, no puede proporcionarse una capacidad de trabajo suficiente.

El Documento de Patente 1 reporta una placa de acero de alta resistencia que tiene buena capacidad de doblez o resistencia al impacto. La microestructura de la placa de acero es de bainita uniforme fina que incluye austenita retenida obtenida especificando los componentes de la aleación.

El Documento de Patente 2 reporta una placa de acero de microestructura compuesta que tiene buena capacidad de endurecimiento por horneado. Las microestructuras de placa contienen bainita que incluye austenita retenida obtenida especificando los componentes de aleación predeterminados y el contenido de bainita de la austenita retenida.

El Documento de Patente 3 reporta una placa de acero de microestructura compuesta que tiene buena resistencia al impacto obtenido especificando los componentes de aleación predeterminados y la dureza (HV) de la bainita para formar microestructuras que contienen 90% o más de bainita, incluyendo la austenita retenida en términos de la proporción del área y 1%-15% de austenita retenida en la bainita.

El documento de la técnica anterior.

Documentos de Patente Documento de Patente 1: Publicación de Solicitud de Patente Japonesa No Examinada No. 4-235253 Documento de Patente 2: Publicación de Solicitud de Patente Japonesa No Examinada No. 2004-76114 Documento de Patente 3: Publicación de Solicitud de Patente Japonesa No Examinada No. 11-256273 BREVE DESCRIPCION DE LA INVENCION Problemas a ser resueltos por la invención.

Sin embargo, las placas de acero descritas anteriormente tienen los problemas descritos a continuación .

En la composición de componentes descrita en el Documento de Patente 1, es difícil asegurar la cantidad de austenita retenida estable que proporcione un efecto TRIP en una región de alta deformación cuando se aplique deformación a la placa ' de acero. Aunque se obtiene capacidad de doblez, la ductilidad que ocurre en la inestabilidad plástica es baja, conduciendo por lo tanto a una baja capacidad de estiramiento por punzón.

En la placa de acero descrita en el Documento de Patente 2, se obtiene capacidad de endurecimiento por horneado. Sin embargo, en el caso de proporcionar una placa de acero que tenga una alta resistencia a la tracción (TS) de 980 Mpa o más o 1050 Pa o más, es difícil asegurar la resistencia o capacidad de trabajo como la ductilidad y capacidad de rebordeo por estiramiento cuando la placa de acero tenga mayor resistencia debido a que la placa de acero contiene principalmente bainita o bainita y ferrita y minimiza la martensita.

La placa de acero descrita en el Documento de Patente 3 tiene como propósito principal mejorar la resistencia al impacto. La placa de acero contiene bainita con una dureza HV de 250 o menos como una fase principal. Específicamente, la microestructura de la placa de acero contiene más de 90% de bainita. De este modo, es difícil lograr una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más.

La presente invención supera, de manea ventajosa, los problemas. Un objetivo de la presente invención es proporcionar una placa de acero de alta resistencia que tenga buena capacidad de trabajo, en particular, ductilidad y capacidad de doblez por estiramiento, y que tenga una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más, y proporcionar un método ventajoso para fabricar la placa de acero .

La placa de acero de alta resistencia de la presente invención incluye una placa de acero que es sometida a galvanización o galvanorrecocido para formar recubrimientos sobre superficies de la placa de acero.

Nótese que en la presente invención, una buena capacidad de trabajo indica que el valor de TS x T. EL es de 20,000 MPa · % o más y que el valor de TS x ? es 25,000 MPa · % o más, donde TS representa una resistencia a la tracción (MPa), T. EL representa un alargamiento total (%) , y ? representa una relación de expansión de orificio máxima (%) · Medios para Resolver los Problemas Para superar los problemas anteriores, los inventores han conducido estudios intensivos sobre la composición de los componentes y microestructuras de una placa de acero y han encontrado que una placa de acero de alta resistencia que tiene buena capacidad de trabajo, en particular, un buen equilibrio entre resistencia y ductilidad y un buen equilibrio entre resistencia y capacidad de doblez por estiramiento, que tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o más se obtiene utilizando una microestructura de martensita para incrementar la resistencia, incrementando el contenido de C de la placa de acero a 0.17% o más, el cual es un contenido de C alto, utilizando la transformación de bainita superior para asegurar fácilmente la austenita requerida para proporcionar un efecto TRIP, y transformar parte de la martensita en martensita revenida.

Además, para superar los problemas anteriores, los inventores han conducido estudios detallados sobre la cantidad de martensita, el estado de martensita templada, la cantidad de austenita retenida, y la estabilidad de la austenita retenida y han encontrado lo siguiente: en el caso de enfriar rápidamente una placa de acero recocida en la región de una sola fase de austenita, después de que la martensita es formada parcialmente, mientras el grado de subenfriamiento de una temperatura de inicio de la transformación martensitica, es decir, un punto Ms (°C), sea controlado, la transformación de bainita superior es utilizada con la formación de un carburo suprimido, promoviendo de este modo aún más la estabilización de la austenita retenida y obteniendo un balance aún mejor de la ductilidad y la capacidad de doblez por estiramiento cuando se efectúe un incremento en la resistencia.

Esos descubrimientos han conducido a la conclusión de la presente invención. El objetivo de la invención se describe más adelante. 1. Una placa de acero de alta resistencia contiene, sobre una base de un por ciento en masa: 0.17% - 0.73% de C; 3.0% o menos de Si; 0.5% - 3.0% de Mn; 0.1% o menos de P; 0.07% o menos de S; 3.0% o menos de Al; 0.010% o menos de N; y siendo el equilibrio de Fe e impurezas comunes, en la cual Si + Al satisface 0.7% o más; y en la cual con respecto a las microestructuras de la placa de acero, la proporción del área de la martensita está en el intervalo de 10% a 90% con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, el contenido de austenita retenida está en el intervalo de 5% a 50%, la proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior es de 5% o más con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, 25% o más de martensita es martensita revenida, la suma de la proporción del área de la martensita con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, el contenido de austenita retenida, y la proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero satisface el 65% o más, la proporción del área de la ferrita poligonal con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero satisface el 10% o menos (incluyendo 0%), el contenido de C promedio de la austenita retenida es de 0.70% o más, y la resistencia a la tracción es de 980 MPa o más. 2. En la placa de acero de alta resistencia descrita en el punto 1, 5 x 104 o más por milímetro cuadrado de granos de carburo a base de hierro que tienen cada uno un tamaño de 5 nm a 0.5 µp? están precipitados en martensita revenida. 3. La placa de acero de alta resistencia descrita en el punto 1 o 2, contiene además, sobre la base en por ciento en masa, uno o dos o más seleccionados de 0.05% - 5.0% de Cr; 0.005% - 1.0% de V; y 0.005% - 0.5% de o, con la condición de que el contenido de C es de 0.17% o más y menor de 0.3%. 4. La placa de acero de alta resistencia descrita en cualquiera de los puntos 1 a 3, contiene además, sobre la base en por ciento en masa, uno o dos seleccionados de 0.01% - 0.1% de Ti; y 0.01% - 0.1% de Nb. 5. La placa de acero de alta resistencia descrita en cualquiera de los puntos 1 a 4, contiene además, sobre una base en por ciento en masa 0.0003% - 0.0050% de B. 6. La placa de acero de alta resistencia descrita en cualquiera de los puntos 1 a 5, contiene además, sobre una base en por ciento en masa, uno o dos seleccionados de 0.05% - 2.0% de Ni; y 0.05% - 2.0% de Cu. 7. La placa de acero de alta resistencia descrita en cualquiera de los puntos 1 a 6, contiene además, sobre una base en por ciento en masa, uno o dos seleccionados de 0.001% - 0.005% Ca; y 0.001% - 0.005% de REM. 8. üna placa de acero de alta resistencia que incluye una capa de recubrimiento de zinc de inmersión en caliente o una capa de recubrimiento de zinc de inmersión en caliente aleada sobre una superficie de la placa de acero descrita en cualquiera de los puntos 1 a 7. 9. Un método para fabricar una placa de acero de alta resistencia que incluye laminar en caliente y entonces laminar en frío en lingote para formarse una placa de acero que tiene una composición descrita en cualquiera de los puntos 1 a 7 para formar una placa de acero laminada en frió, recocer la placa de acero laminada en frió en una región de una sola fase de austenita durante 15 segundos a 600 segundos, enfriar la placa de acero laminada en frío a un primer intervalo de temperatura de 50°C a 300°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 8°C/s o más, calentar la placa de acero laminada en frío a un segundo intervalo de temperatura de 350°C a 490°C, y mantener la placa de acero laminada en frío al segundo intervalo de temperatura durante 5 segundos a 1000 segundos. 10. En el método para fabricar una placa de acero de alta resistencia descrito en el punto 9, se usa una temperatura de inicio de la transformación martensitica, es decir, un punto Ms (°C), como un índice, el primer intervalo de temperatura es (Ms - 100°C) o más y menos que Ms, y la placa de acero es mantenida en el segundo intervalo de temperatura durante 5 segundos a 600 segundos. 11. En el método para fabricar una placa de acero de alta resistencia descrito en el punto 9 o 10, es efectuado un tratamiento de galvanizado o tratamiento de galvano recocido mientras se calienta la placa de acero al segundo intervalo de temperatura o mientras se mantiene la placa de acero en el segundo intervalo de temperatura.

Venta as De acuerdo con la presente invención es posible proporcionar una placa de acero de alta resistencia que tiene buena capacidad de trabajo, en particular, buena ductilidad y capacidad de rebordeo por estiramiento, y que tiene una resistencia a la tracción (TS) de 980 Pa o más. De este modo, la placa de acero es extremadamente valiosa en campos industriales como el automotriz y eléctrico. En particular, la placa de acero es extremadamente útil para una reducción en el peso de automóviles.

BREVE DESCRIPCION DE LA FIGURA La Figura 1 es un patrón de temperatura del tratamiento térmico en el método de fabricación de acuerdo con la presente invención.

MEJORES MODOS PARA LLEVAR A CABO LA INVENCION La presente invención será descrita específicamente a continuación.

Primero, en la presente invención, las microestructuras descritas de una placa de acero se limitan a las microestructuras descritas anteriormente. Aquí posteriormente, la proporción del área se define como la proporción del área con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero.

Proporción del área de Martensita: 10% a 90% La martensita es una fase dura y una microestructura necesaria para incrementar la resistencia de una placa de acero. En una proporción del área de la martensita de menos de 10%, la resistencia a la tracción (TS) de una placa de acero no satisface 980 MPa. Una proporción del área de la martenista que excede de 90% da como resultado una reducción en la cantidad de la bainita superior, de modo que la cantidad de austenita retenida estable que tenga un contenido de C incrementado no puede ser asegurada, reduciendo por lo tanto de manera desventajosa la capacidad de trabajo, como la ductilidad. De este modo, la proporción del área de la martensita está en el intervalo de 10% a 90%, preferiblemente de 15% a 90%, de manera más preferible 15% a 85%, y de manera aún más preferible 15% a 75% o menos.

Proporción de Martensita Revenida en Martensita: 25% o más En el caso donde la proporción de martensita revenida en la martensita sea menor de 25% con respecto a toda la martensita presente en una placa de acero, la placa de acero tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o más pero una pobre capacidad de rebordeo por estiramiento. El revenido de la martensita templada es muy dura y tiene baja ductilidad mejora la ductilidad de la martensita y capacidad de trabajo, en particular, la capacidad de rebordeo por estiramiento, logrando por lo tanto un valor de TS x ? de 25,000 MPa-% o más. Además, la dureza de la martensita templada es significativamente diferente a la de la bainita superior. Una pequeña cantidad de martensita revenida y una gran cantidad de martensita templada incrementa los limites entre la martensita templada y la bainita superior. Se generan huecos pequeños en los limites entre la martensita templada y la bainita superior durante, por ejemplo, el troquelado. Los vacíos se conectan entre sí para facilitar la propagación de fisuras durante el rebordeo por estiramiento efectuado después del troquelado, deteriorando aún más de este modo la capacidad de rebordeo por estiramiento. En consecuencia, la proporción de martensita templada en la martenista se fija en 25% o más y preferiblemente 35% o más con respecto a toda la martenista presente en una placa de acero. Aquí, la martenista templada se observa con SEM o similar como una microestructura en la cual los granos de carburo fino precipitan en la martensita. La martensita revenida puede ser distinguida claramente de la martensita templada dado que no incluye ese carburo en la martensita.

Contenido de Austenita Retenida: 5% a 50% La austenita retenida es transformada en martensita por un efecto TRIP durante el procesamiento. Un incremento en l capacidad de dispersión por deformación mejora la ductilidad.

En una placa de acero de la presente invención, en particular, la austenita retenida que tiene un contenido de carbono incrementado se forma en la bainita superior utilizando la transformación bainitica superior. De este modo es posible obtener la austenita retenida que puede proporcionar el efecto TRIP aún en una región de alto esfuerzo de deformación durante el procesamiento. El uso de la coexistencia de austenita retenida y martensita da como resultado una capacidad de trabajo satisfactoria aún en una región de alta resistencia donde una resistencia a la tracción (TS) es de 980 MPa o más. Específicamente, es posible obtener un valor de TS x T- EL de 20, 000 MPa ·% o más y una placa de acero con un buen equilibrio entre resistencia y ductilidad.

Aquí, la austenita retenida en la bainita superior se forma entre listones de ferrita bainitica en la bainita superior y de distribuye finamente. De este modo, son necesarias muchas medidas de alta amplificación para determinar la cantidad (la proporción del área) de la austenita retenida en la bainita superior por observación de las microestructuras, y la cuantificación exacta es difícil. Sin embargo, la cantidad de austenita formada entre dos listones de ferrita bainítica es comparable a la cantidad de ferrita bainítica en algún grado. Los inventores han conducidos estudios y se han encontrado que en el caso donde la proporción del área de ferrita bainítica a la bainita superior es del 5% o más y donde el contenido de austenita retenida determinada a partir de una medición intensiva por difracción de rayos X (XRD) , la cual es una técnica común para medir el contenido de austenita retenida, específicamente, determinada a partir de la relación de intensidad de ferrita a austenita obtenida por difracción de rayos X, es del 5% o más, es posible proporcionar un efecto TRIP suficiente y lograr una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más y un valor de TS x T. EL de 20,000 MPa . % o más. Nótese que se confirmó que el contenido de austenita retenido determinado por la técnica común para medir la cantidad de austenita retenida es comparable a la proporción del área de la austenita retenida con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero.

El contenido de austenita retenida de menos del 5% no da como resultado un efecto TRIP suficiente. Por otro lado, un contenido de austenita retenida que excede del 50% da como resultado una cantidad excesiva de martensita dura formada después de proporcionado el efecto TRIP, reduciendo de manera ventajosa la tenacidad y similares. En consecuencia, el contenido de austenita retenida se fija en el intervalo de 5% a 50%, de manera preferible más de 5%, de manera más preferible 10% a 45% y de manera aún más preferible de 15% a 40%.

Contenido de C promedio de la Austenita Retenida: 0.70% o más Para obtener una buena capacidad de trabajo utilizando un efecto TRIP, el contenido de C de la austenita retenida es importante para una placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción (TS) de 980 Pa a 2.5 GPa. En una placa de acero de la presente invención, la austenita retenida formada entre listones de ferrita bainitica y la bainita superior tiene un contenido de C incrementado. Es difícil evaluar correctamente el contenido de C incrementado de la austenita retenida entre los listones. Sin embargo, los inventores han conducido estudios y han encontrado que en la placa de acero de la presente invención, en el caso donde el contenido de C promedio de austenita retenida determinado de la cantidad desviada de un pico de difracción obtenido por difracción de rayos X (XRD) , la cual es una técnica común para medir el contenido de C promedio de la austenita retenida (promedio del contenido de C de austenita retenida) , es de 0.70% o más, se obtiene buena capacidad de trabajo.

A un contenido de C promedio de austenita retenida de menos de 0.70%, la transformación martensitica ocurre en una región de baja deformación durante el procesamiento, de modo que no se proporcione el efecto TRIP para aumentar la capacidad de trabajo en una región de alto esfuerzo de deformación. En consecuencia, el contenido de C promedio de austenita retenida se fija en 0.70% o más y preferiblemente 0.90% o más. Por otro lado, el contenido de C promedio de austenita retenida que excede del 2.00% da como resultado austenita retenida excesivamente estable, de modo que no ocurre la transformación martensitica, es decir, no se proporciona el efecto critico durante el procesamiento, reduciendo por lo tanto la ductilidad. En consecuencia, el contenido de C promedio de austenita retenida se fija preferiblemente en 2.00% o menos y de manera más preferible 1.50% o menos.

Proporción del área de Ferrita Bainitica en la Bainita Superior: 5% o más La formación de ferrita bainitica resultante de la transformación bainitica superior es necesaria para incrementar el contenido de C en la austenita no transformada y formar austenita retenida que proporcione el efecto TRIP en una región de alta deformación durante el procesamiento para incrementar la capacidad de distorsión por deformación. La transformación de la austenita a bainita ocurre en un intervalo de temperatura amplio de aproximadamente 150 °C hasta aproximadamente 550 °C. Se forman varios tipos de bainita en este intervalo' de temperatura. En la técnica relacionada, esos diferentes tipos de bainita son con frecuencia definidos simplemente como bainita. Sin embargo, para lograr la capacidad de un trabajo objetivo en la presente invención, las microestructuras de la bainita necesitan ser definidas claramente. De este modo, la bainita superior y la bainita inferior se definen como sigue.

La bainita superior está compuesta de ferrita bainitica en listones y la austenita retenida y/o carburo presente entre los listones de ferrita bainitica y se caracteriza porque no están presentes granos de carburo finos arreglados regularmente en el listón de ferrita bainitica. A su vez, la bainita inferior está compuesta de ferrita bainitica y listones y la austenita retenida y/o el carburo presente entre listones de ferrita bainitica, son los mismos que aquéllos que la bainita superior, y se caracteriza porque están presentes granos de carburo finos arreglados regularmente en el listón de ferrita bainitica.

Es decir, que la bainita superior y la bainita inferior se distinguen por la presencia o ausencia de granos de carburo finos arreglados regularmente en la ferrita bainitica. Esa diferencia del estado de formación del carburo en la ferrita bainitica tiene un efecto significativo sobre un incremento en el contenido de C en la austenita retenida. Es decir que, en el caso de una proporción del área de ferrita bainitica en la bainita superior de menos de 5%, la cantidad de C precipitada como carburo en la ferrita bainitica se incrementa aún cuando proceda la transformación bainitica. De este modo, el contenido del C de la austenita retenida presente entre el listón no se reduce de modo que la cantidad de austenita retenida que proporciona el efecto TRIP en una región de alta deformación durante el procesamiento se reduce de manera desventajosa. En consecuencia, la proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior necesita ser del 5% o más con respecto a todas las microestructuras de una placa de acero. Por otro lado, una proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior que exceda de 85% con respecto a todas las microestructuras de placa de acero puede dar como resultado dificultades en asegurar la resistencia. En consecuencia, la proporción es preferiblemente del 85% o menos, y de manera más preferible 67% o menos.

Suma de la Proporción del Area de Martensita, Contenido de Austenita Retenida, y Proporción del Area de la Ferrita Bainitica en la Bainita Superior: 65% o más Es insuficiente que la proporción del área de martensita, el contenido de austenita retenida, y la proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior solo satisfaga los intervalos respectivos descritos anteriormente. Además, la suma de la proporción del área de la martensita, el contenido de austenita retenida, y la proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior necesita ser de 65% o más. Una suma de menos de 65% causa una resistencia insuficiente y/o una reducción en la capacidad de trabajo. De este modo, la suma es preferiblemente del 70% o más y de manera más preferible 80% o más.

Carburo en la Martensita Templada: 5 x 104 o más por milímetro cuadrado de granos de carburo basados en hierro cada uno de los cuales tiene un tamaño de 5 nm a 0.5 µp? .

Como se describió anteriormente, la martensita revenida se distingue de la martensita templada, en que el carburo no está precipitado, en que el carburo fino está precipitado en la martensita revenida. En la presente invención, la capacidad de trabajo, en particular, un equilibrio entre la resistencia y la ductilidad y un equilibrio entre la resistencia y capacidad de rebordeo por estiramiento, es proporcionado cambiando parcialmente la martensita y martensita revenida asegurando a la vez una resistencia a la tracción de 980 MPa o más. Sin embargo, en el caso de un tipo inapropopiado de diámetro de grano de carburo precipitado en la martensita revenida o una cantidad insuficiente de carburo precipitado, no se proporciona un efecto ventajoso resultante de la martensita revenida, en algunos casos. Específicamente, menos de 5 x 104 por milímetro cuadrado de granos de carburo a base de hierro cada uno de los cuales tienen de 5 nm a 0.5 da como resultado una resistencia a la tracción de 980 MPa o más pero es posible que conduzcan a una capacidad de rebordeado por estiramiento y capacidad de trabajo reducidas. En consecuencia, 5 x 104 por milímetro cuadrado o más de granos de carburo basados en hierro cada uno de los cuales tienen un tamaño de 5 nm a 0.5 µ?? están preferiblemente precipitados en la martensita revenida. El carburo a base de hierro es principalmente Fe3C y algunas veces contiene un carburo e y similares. La razón por la que los granos de carburo a base de hierro que tienen cada uno un tamaño de menos de 5 nm y granos de carburo a base de hierro que tienen cada uno un tamaño que excede de 0.5 µ?t? no se considera que esos granos de carburo a base de hierro no contribuyan a mejorar la capacidad de trabajo.

Proporción del Area de Ferrita Poligonal: 10% o menos (incluyendo 0%) Una proporción del área de la ferrita poligonal que excede del 10% causa dificultad en satisfacer una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más. Además, la deformación se concentra sobre la ferrita poligonal plana contenida en una microestructura dura durante el procesamiento para formar fácilmente fisuras durante el procesamiento, de modo que no se proporcione una capacidad de trabajo deseado. Aquí, a una proporción del área de la ferrita poligonal y 10% o menos, una pequeña cantidad de granos de ferrita poligonal se dispersan por separado en una fase dura aún cuando esté presente la ferrita poligonal, suprimiendo por lo tanto la concentración de deformación y evitando un deterioro de la capacidad de trabajo. En consecuencia, la proporción del área de la ferrita poligonal se fija en 10% o menos, preferiblemente 5% o menos, y de manera más preferible 3% o menos, y puede ser del 0%.

En una placa de acero de la presente invención, la microestructura más dura en las microestructuras de placa de acero tienen una dureza (HV) de 800 o menos. Es decir, que en la placa de acero de la presente invención, en el caso donde está presente martensita templada, la martensita templada se define como la microestructura más dura y tiene una dureza (HV) de 800 o menos. No está presente martensita significativamente dura con una dureza (HV) que exceda de 800, asegurando de este modo una buena capacidad de rebordeo por estiramiento. En el caso donde la martensita templada no esté presente y donde estén presentes martensita revenida y bainita superior o donde esté presente además bainita inferior, cualquiera de las microestructuras incluyendo la bainita inferior de la fase más dura. Cada una de las microestructuras es una fase con una dureza (HV) de 800 o menos.

La placa de acero de la presente invención puede contener además pearlita, ferrita Widmanstatten, y bainita inferior como una microestructura de equilibrio. En este caso, el contenido aceptable de la microestructura de equilibrio es preferiblemente del 20% o menos y de manera más preferible del 10% o menos en términos de la proporción del área.

La razón por lo que la composición componente de una placa de acero de la presente invención se limita a lo que se describió anteriormente se describe más adelante. Nótese que el % usado en la composición componente indica % en masa.

C: 0.17% a 0.73% C es un elemento esencial para asegurar una placa de acero · con resistencia superior y un contenido de austenita retenida estable. Además, C es un elemento necesario para asegurar el contenido de martensita y permitir que la austenita permanezca a temperatura ambiente. El contenido de C de menos de 0.17% causa dificultad en asegurar la resistencia y capacidad de trabajo de la placa de acero. Por otro lado, un contenido de C que exceda de 0.73% produce un endurecimiento significativo de soldaduras y zonas afectadas por calor, reduciendo por lo tanto la capacidad de trabajo. De este modo, el contenido de C se fija en un intervalo de 0.17% a 0.73%. Preferiblemente, el contenido de C es de más de 0.20% y 0.48% o menos y de manera más preferible 0.25% o más y 0.48% o menos.

Si: 3.0% o menos (incluyendo 0%) Si es un elemento útil que contribuye a mejorar la resistencia del acero por reforzamiento en solución sólida. Sin embargo, el contenido de Si que excede de 3.0% causa deterioro a una capacidad de trabajo y tenacidad debido a un incremento en la cantidad de Si disuelto en la ferrita poligonal y ferrita bainítica, el deterioro de un estado de superficie debido a la ocurrencia de incrustación roja y similares, y deterioro en la adhesión de un recubrimiento cuando se efectúe la inmersión en caliente. Por lo tanto, el contenido de Si se fija en 3.0% o menos, preferiblemente 2.6% y de manera más preferible 2.2% o menos .

Además, el Si es un elemento útil que suprime la formación de un carburo y promueve la formación de austenita retenida; en consecuencia, el contenido de Si es preferiblemente de 0.5% o más. En el caso donde la formación de un carburo sea suprimida por Al únicamente, no necesita ser agregado Si. En este caso, el contenido de Si puede ser de 0%. n: de 0.5% a 3.0% Mn es un elemento efectivo para reforzar el acero. El contenido de Mn de menos del 0.5% da como resultado, durante el enfriamiento después del recocido, la precipitación de un carburo a temperaturas mayores que una temperatura a la cual se forma la bainita y martensita, de modo que la cantidad de una fase dura que contribuya al reforzamiento del acero no pueda ser asegurada. Por otro lado, el contenido de Mn que exceda de 3.0% causa un deterioro en, por ejemplo, la capacidad de moldeo o fundición. De este modo, el contenido de Mn está en el intervalo de 0.5% a 3.0% y más preferiblemente de 1.0% a 2.5%.

P : 0.1% o menos P es un elemento efectivo en el reforzamiento del acero. Un contenido de P excede de 0.1% causa fragilización debido a la segregación del limite de grano, degradando por lo tanto la resistencia al impacto. Además, en el caso donde una placa de acero sea sometida a galvanorrecocido, la velocidad de aleación se reduce significativamente. De este modo, el contenido de P se fija en 0.1% o menos y preferiblemente 0.05% o menos. El contenido de P se reduce preferiblemente. Sin embargo, para lograr el contenido de P de menos de 0.005%, se requiere un incremento extremadamente grande en el costo. De este modo, el limite inferior del contenido de P se fija preferiblemente en aproximadamente 0.005%.

S: 0.07% o menos S se forma en MnS como una inclusión que causa un deterioro en la resistencia al impacto y causa fisuras a lo largo de un flujo de metal en una zona de soldadura. De este modo, el contenido de S se minimiza preferiblemente. Sin embargo, una reducción excesiva en el contenido de S incrementa el costo de producción. Por lo tanto, el contenido de S se fija en 0.07% o menos, preferiblemente 0.05% o menos, y de manera más preferible 0.01% o menos. Para lograr un contenido de S de al menos 0.0005%, se requiere un incremento extremadamente grande en el costo. Desde el punto de vista del costo de producción, el limite inferior del contenido de S se fija en aproximadamente 0.0005% .

Al : 3.0% o menos El Al es un elemento útil que se agrega como un desoxidante en un proceso de fabricación de acero. Un contenido de Al que excede de 3.0% causa un incremento en la cantidad de inclusiones en una placa de acero, reduciendo por lo tanto la ductilidad. De este modo, el contenido de Al se fija en 3.0% o menos y preferiblemente 2.0% o menos .

Además, el Al es un elemento útil que suprime la formación de un carburo y promueve la formación de austenita retenida. Para proporcionar un efecto desoxidante, el contenido de Al se fija preferiblemente en 0.001% o más y de manera más preferible 0.005% o más. nótese que el contenido de Al en la presente invención se define como el contenido de Al de una placa de acero después de la desoxidación.

N: 0.010% o menos N es un elemento que en su mayoría degrada la resistencia al envejecimiento del acero. De este modo, el contenido de N se minimiza preferiblemente. El contenido de N que excede de 0.010% y causa una degradación significativa en la resistencia al envejecimiento. De este modo, el contenido de N se fija en 0.010% o menos. Para lograr un contenido de N de menos de 0.001%, se requieren de incremento extremadamente grande en el costo de producción. Por lo tanto, desde el punto de vista del costo de producción, el límite inferior del contenido de N se fija en aproximadamente 0.001%.

Los componentes fundamentales han sido descritos anteriormente .

En la presente invención, es insuficiente los intervalos que de composición descritos anteriormente sean satisfechos. Es decir, que necesita ser satisfecha la siguiente expresión: Si + Al: 0.7% o más.

Ambos de Si y Al son, como se describió, anteriormente, elementos útiles, cada uno de los cuales suprime la formación de un carburo y promueve la formación de austenita retenida. Aunque la incorporación de Si o Al solo es efectiva para suprimir la formación de carburo, la cantidad total de Si y Al necesita satisfacer 0.7% o más. nótese que el contenido de Al mostrado en la expresión descrita anteriormente se define como el contenido de Al de una placa de acero después de la desoxidación.

En la presente invención los siguientes componentes pueden estar contenidos, de manera apropiada, además, en los componentes fundamentales descritos anteriormente : Uno o dos más seleccionados de 0.05%-5.0% de Cr, 0.005%-1.0% de V, y 0.005-0.5% de Mo, con la condición de que el contenido de C sea de 0.17% o más y menor de 0.03%.

El caso donde sea necesario un incremento en la resistencia mientras se asegure una capacidad de soldadura o en el caso donde la capacidad de rebordeo por estiramiento necesite ser enfatizada se asume en respuesta a aplicaciones de una placa de acero de alta resistencia. La capacidad de rebordeo por estiramiento y la capacidad de soldadura se degrada con el incremento de el contenido de C. Al mismo tiempo, una reducción simple en el contenido de C para asegurar una capacidad de rebordeo por estiramiento y capacidad de soldadura reduce la resistencia de una placa de acero, de modo que algunas veces es difícil asegurar la resistencia requerida para aplicaciones de la placa de acero. Para resolver los problemas, los inventores han conducido estudios sobre la composición de los componentes de una placa de acero y han encontrado que una reducción en el contenido de C o menos de 0.3% da como resultado una capacidad de rebordeo por estiramiento y capacidad de soldadura satisfactorias. Además, la reducción en el contenido de C reduce la resistencia en una placa de acero. También, se encontró que la incorporación de cualquiera de Cr, V, y Mo, los cuales son elementos que suprimen la formación de perlita, y una cantidad determinada durante el enfriamiento de una temperatura de recocido proporciona el efecto de mejorar la resistencia de una placa de acero. El efecto es proporcionado a un contenido de Cr de 0.05% o más, un contenido de V de 0.005% o más, o un contenido de Mo de 0.005% o más. Al mismo tiempo, un contenido de Cr que excede de 5.0%, un contenido de V que excede de 1.0% p un contenido de Mo que excede de 0.5% da como resultado una cantidad en exceso de martensita dura, conduciendo de este modo a una resistencia más alta de lo necesario. De este modo, en el caso de incorporar Cr, V, y Mo, el contenido de Cr se fija en el intervalo de 0.05% a 5.0%, el contenido de V se fija en el intervalo de 0.005% a 1.0%, y el contenido de Mo se fija en el intervalo de 0.005% a 0.5%.

Uno o dos seleccionados de 0.01%-0.1% de Ti y 0.01%-0.1% de Nb El Ti y Nb son efectivos para el reforzamiento por precipitación. El efecto es proporcionado cuando el Ti o Nb está contenido en una cantidad de 0.01% o más. En el caso donde el Ti o Nb está contenido en una cantidad que excede de 0.1%, la capacidad de trabajo y capacidad de fijación de la forma se reducen. De este modo, en el caso de incorporar Ti y Nb, el contenido de Ti se fija en el intervalo de 0.01% a 0.1%, y el contenido de Nb se fija en el intervalo de 0.01% a 0.1%.

B: 0.0003% a 0.0050% B es un elemento útil que tiene el efecto de suprimir la formación y crecimiento de ferrita poligonal de los limites del grano de austenita. El efecto es proporcionado cuando B está contenido en una cantidad de 0.0003% o más. Al mismo tiempo, un contenido de B que excede de 0.0050% causa una reducción en la capacidad de trabajo. De este modo, en el caso de incorporar B, el contenido de B se fija en el intervalo de 0.0003% a 0.0050%.

Uno o dos seleccionados de 0.05%-2.0% de Ni y 0.05%-2.0% de Cu.

El Ni y Cu son cada uno un elemento efectivo en el reforzamiento del acero. Además, en el caso donde una placa de acero sea sometida a galvanización o galvanorrecocido, la oxidación interna es promovida en proporciones de la superficie de la placa de acero, mejorando por lo tanto la adhesión de un recubrimiento. Esos efectos son proporcionados cuando el Ni o Cu están contenidos en una cantidad de 0.05% o más. Al mismo tiempo, en el caso donde el Ni o Cu están contenidos en una cantidad que exceda de 2.0%, la capacidad de trabajo de la placa de acero se reduce. De este modo, en el caso de incorporar Ni y Cu, el contenido de Ni se fija en el intervalo de 0.05% a 2.0%, y el contenido de Cu se fija en el intervalo de 0.05% a 2.0%.

Uno o dos seleccionados de 0.001% - 0.005% de Ca y 0.001% - 0.005% de REM Ca y REM son efectivos en la esferodización de la forma de un sulfuro y mejora de un efecto adverso de un sulfuro sobre la capacidad de rebordeo por estiramiento. El efecto es proporcionado cuando el Ca o REM están contenidos en una cantidad de 0.001% o más. Al mismo tiempo, en el caso donde el Ca o REM está contenido en una cantidad que excede de 0.005%, las inclusiones y similares se incrementan para causar, por ejemplo, defectos de superficies y defectos internos. De este modo, en el caso de incorporar la REM, el contenido de Ca se fija en el intervalo de 0.001% a 0.005%, y el contenido de REM se fija en el intervalo de 0.001% a 0.005%.

En una placa de acero de la presente invención, los componentes diferentes a los componentes descritos anteriormente son Fe e impurezas comunes. Sin embargo, un componente diferente a los componentes descritos anteriormente puede estar contenido en el grado en que el efecto de la presente invención no sea deteriorado.

A continuación, será descrito un método para fabricar una placa de acero de alta resistencia de acuerdo con la presente invención.

Después de que un lingote ajustado para tener una composición preferida descrita anteriormente es producido, el lingote es sometido a laminado en caliente y entonces laminado en frío para formar una placa de acero laminada en frió. En la presente invención, esos tratamientos no están particularmente limitados y pueden ser efectuados de acuerdo con métodos comunes.

Las condiciones de fabricación preferidas son las siguientes. Después de que el lote sea calentado a un intervalo de temperatura de 1000°C a 1300°C, el laminado en caliente se completa en el intervalo de temperatura de 870°C a 950°C. La placa de acero laminada en caliente resultante es enrollada en el intervalo de temperatura de 350°C a 720°C. La placa de acero laminada en caliente es sometida a desoxidación por baño ácido y entonces laminada en frío hasta una reducción por laminado del 40% al 90% para formar una placa de acero laminada en frió.

En la presente invención, se asume que una placa de acero es fabricada a través de pasos comunes, es decir, fabricación de acero, fundición, laminado en caliente, desoxidación por baño ácido, y laminado en frió. De manera alternativa, en la fabricación de una placa de acero, un paso de laminado en caliente puede ser parcial o totalmente omitido efectuando una fundición de placas delgadas, fundición de tiras o similares.

La placa de acero laminada en frío resultante es sometida al tratamiento térmico mostrado en la figura 1. Aquí posteriormente, se efectuará la descripción con referencia a la Figura 1.

La placa de acero laminada en frío es recocida en una región de una sola fase de austenita durante 15 segundos a 600 segundos. Una placa de acero de la presente invención principalmente tiene una fase de transformación a baja temperatura formada transformando la austenita no transformada como bainita superior y martenista. Preferiblemente, la ferrita poligonal se minimiza. De este modo, el recocido es necesario en la región de una sola fase de austenita. La temperatura de recocido no está particularmente limitada en tanto el recocido sea efectuado en la región de una sola fase de austenita. Una temperatura de recocido que exceda de 1000°C da como resultado un crecimiento significativo de los granos de austenita, causando por lo tanto un incremento en el tamaño de una estructura de fase formada durante el enfriamiento posterior y degradando la tenacidad y similares. Al mismo tiempo, a una temperatura de recocido menor que el punto A3 (punto de transformación austenitico) , la ferrita poligonal se forma ya en el paso de recocido. Para suprimir el crecimiento de la ferrita poligonal durante el enfriamiento, es necesario enfriar rápidamente la placa de acero en un intervalo de temperatura de 500°C o más. De este modo, la temperatura de recocido necesita ser la del punto A3 (punto de transformación austenitica) o mayor y de 1000°C o menor.

A un tiempo de recocido de menos de 15 segundos, en algunos casos, la transformación austenitica inversa no procede lo suficiente, y un carburo en la placa de acero no se disuelve lo suficiente. Al mismo tiempo, el tiempo de recocido que exceda de 600 segundos conduce a un incremento en el costo debido al gran consumo de energía. De este modo, el tiempo de recocido se fija en el intervalo de 15 segundos a 600 segundos y preferiblemente 60 segundos a 500 segundos. Aquí, el punto A3 puede ser calculado de manera aproximada como sigue: Punto A3 (°C) = 910 - 203 x [C%]½ + 44.7 x [Si%] -30 x [Mn%] + 700 x [P%] + 130 x [Al%] - 15.2 x [Ni%] - 11 x [Cr%] - 20 x [Cu%] + 31.5 x [Mo%] + 104 x [V%] + 400 x [Ti%] donde [X%] se define como el por ciento en "masa de un elemento constituyente X en la placa de acero.

La placa de acero laminada en frío después del recocido es enfriada a un primer intervalo de temperatura de 50°C a 300°C a una velocidad de enfriamiento promedio regulada de 8 °C/s o más. Este enfriamiento sirve para transformar parte de la austenita en martensita enfriando la placa de acero a una temperatura menor que un punto Ms . Aquí, en el caso donde el límite inferior del primer intervalo de temperatura es menor de 50°C, la mayoría de la antenita no transformada es transformada en martensita en este punto, de modo que la cantidad de bainita superior (ferrita bainítica y austenita retenida) no puede ser asegurada. Al mismo tiempo, en el caso donde el limite superior del primer intervalo de temperatura excede de 300°C, no puede ser asegurada una cantidad apropiada de martensita revenida. De este modo, el primer intervalo de temperatura se fija en el intervalo de 50°C a 300°C, preferiblemente de 80°C a 300°C, y de manera más preferible de 120°C a 300°C. Una velocidad de enfriamiento promedio de menos de 8°C/s causa una formación y crecimiento excesivos de ferrita poligonal y la precipitación de perlita y similares. De modo que las microestructuras deseadas de una placa de acero no son obtenidas. De este modo, la velocidad de enfriamiento promedio de la temperatura de recocido al primer intervalo de temperatura se fija en 8°C/s o más y preferiblemente 10°C/s. El limite superior de la velocidad de enfriamiento promedio no está particularmente limitado en tanto la temperatura de interrupción del enfriamiento no varié. En equipo general, una velocidad de enfriamiento promedio que exceda de 100°C/s causa una falta de uniformidad significativa de las microestructuras en las direcciones longitudinal y a lo ancho de una placa de acero. De este modo, la velocidad de enfriamiento promedio es preferiblemente de 100°C/s o menor. En consecuencia, la velocidad de enfriamiento promedio está preferiblemente en el intervalo de 10°C/s a 100°C/s. En la presente invención, no se especifica particularmente un paso de calentamiento después de completar el enfriamiento. En el caso donde ocurre un comportamiento de transformación, como la transformación de bainita superior que incluye la formación de un carburo, es ventajoso para el efecto de la presente invención, preferiblemente, la placa de acero es calentada inmediatamente a un segundo intervalo de temperatura descrito más adelante sin mantenerse a la temperatura de interrupción del enfriamiento. De este modo, como medios de enfriamiento de la presente invención, se recomiendan enfriamiento con gas, enfriamiento con aceite, enfriamiento con un metal liquido de temperatura de fusión baja, y similares.

Además, los inventores han conducido estudios detallados sobre la relación entre el estado de la martensita revenida y la austenita retenida y han encontrado lo siguiente: En el caso de enfriar rápidamente una placa de acero recocida en la región de una sola fase de austenita, una temperatura de inicio de la transformación martensitica, es decir, un punto Ms (°C), es usado como un índice. Después de que la martensita es formada parcialmente mientras el grado de subenfriamiento del punto Ms está siendo controlado, la transformación de bainita superior es utilizada con la formación de un carburo suprimido, promoviendo de este modo aún más la estabilización de la austenita retenida. Simultáneamente, el revenido de la martenista formada en el primer intervalo de temperatura produce un equilibrio entre la mejora adicional y la ductilidad y la capacidad de rebordeo por estiramiento cuando se efectúa un incremento en la resistencia. Específicamente, el efecto anterior que utiliza el grado de subenfriamiento es proporcionado controlando el primer intervalo de temperatura a una temperatura de (Ms - 100°C) o más y menos que Ms. Nótese que el enfriamiento de la placa de acero recocida a menos de (Ms - 100°C) hace que la mayoría de austenita no transformada sea transformada en martensita, lo cual puede asegurar la cantidad de bainita superior (ferrita bainítica y austenita retenida) . El subenfriamiento realmente no ocurre en el paso de enfriamiento de la placa de acero recocida al primer intervalo de temperatura puesto que el punto Ms se redujo. En el equipo de enfriamiento actual, algunas veces es difícil asegurar la velocidad de enfriamiento. Para proporcionar el suficiente efecto anterior utilizando el grado de subenfriamiento, por ejemplo, el punto Ms es preferiblemente de 100°C o mayor. La razón por la que es proporcionado el efecto anterior no está clara pero se cree que en el caso donde la martensita es formada con el grado de subenfriamiento óptimamente controlado, la transformación martensítica y el revenido posterior de la martensita calentando y manteniendo la placa de acero a un intervalo de temperatura de formación de bainita (segundo intervalo de temperatura descrito más adelante) imparte el esfuerzo por compresión apropiado a la austenita no transformada, promoviendo aún más la estabilización de la austenita retenida. Como resultado, el comportamiento de deformación es optimizado en combinación con la martenista revenida con la capacidad de trabajo asegurada por la formación en el primer intervalo de temperatura reveniendo entonces el segundo intervalo de temperatura .

En el caso donde el enfriamiento es efectuado en el intervalo de 50°C a (Ms - 50°C) , la velocidad de enfriamiento promedio de (Ms + 20°C) a (Ms - 50°C) es regulada preferiblemente de modo que sea de 8°C/s a 50°C/s desde el punto de vista de lograr la estabilización de la forma de una placa de acero. A una velocidad de enfriamiento promedio que exceda de 50°C/s, la transformación martensitica procede rápidamente. Aquí, si la temperatura de interrupción del enfriamiento no varia en la placa de acero, la cantidad final de transformación martensitica no varia en la placa de acero. Sin embargo, en general, la ocurrencia de una diferencia de temperatura en la placa de acero (en particular en la dirección a lo ancho) debido al enfriamiento rápido produce ausencia de uniformidad en el tiempo de inicio de la transformación martensitica en la placa de acero. De este modo, en el caso donde la transformación martensitica procede rápidamente, aún si la diferencia de temperatura es muy pequeña, se generan grandes diferencias en la deformación y esfuerzo generados en la placa de acero por la falta de uniformidad en el tiempo de inicio de la transformación martensitica, degradando por lo tanto la forma. Por lo tanto, la velocidad de enfriamiento promedio preferiblemente se fija en 50°C/s o menos, y de manera más preferible 45°C/s o menos .

El punto Ms descrito anteriormente puede ser determinado aproximadamente por una fórmula empírica y similar pero es determinado de manera deseable por medición real usando una prueba de Formaster o similar.

La placa de acero enfriada al primer intervalo de temperatura es calentada al segundo intervalo de temperatura de 350°C a 490°C y mantenida al segundo intervalo de temperatura durante 5 segundos a 1000 segundos. En la presente invención, preferiblemente, la placa de acero enfriada al primer intervalo de temperatura es calentada inmediatamente sin ser mantenida a una temperatura de interrupción del enfriamiento para suprimir el comportamiento de transformación, esa menor transformación de bainita incluyendo la formación de un carburo es desventajosa para la presente invención. En el segundo intervalo de temperatura la martensita formada por el enfriamiento de la temperatura de recocido al primer intervalo de temperatura es revenida, y la austenita no transformada es transformada en bainita superior. En el caso donde el limite superior del segundo intervalo de temperatura excede de 490°C, se precipita el carburo de la austenita no transformada, de modo que no se tiene una microestructura deseada. Al mismo tiempo, en el caso donde el limite inferior del segundo intervalo de temperatura es menor de 350°C, se forma bainita inferior en lugar de bainita superior, reduciendo por lo tanto de manera ventajosa el contenido de C de la austenita. De este modo, el segundo intervalo de temperatura se fija en el intervalo de 350°C a 490°C y preferiblemente de 370°C a 460°C.

Un tiempo de retención en el segundo intervalo de temperatura de menos de 5 segundos conduce un revenido insuficiente de la martensita y una transformación de bainita superior insuficiente, de modo que una placa de acero no tiene una microestructura deseada, dando por lo tanto como resultado una pobre capacidad de trabajo de la placa de acero. Al mismo tiempo, el tiempo de retención en el segundo intervalo de temperatura que exceda de 1000 segundos no da como resultado una austenita retenida estable con un contenido de C incrementado obtenida por precipitación de un carburo de austenita no transformada a ser transformada en austenita retenida como una microestructura final de la placa de acero. Como resultado, no se obtiene la resistencia y/o ductilidad deseadas. De este modo, el tiempo de retención se fija en el intervalo de 5 segundos a 1000 segundos, preferiblemente 15 segundos a 600 segundos, y de manera más preferible 40 segundos a 400 segundos.

En el tratamiento térmico de la presente invención, la temperatura de retención no necesita ser constante en tanto esté dentro del intervalo de temperatura predeterminado descrito anteriormente. El propósito de la presente invención no se ve dañado aún si la temperatura de retención varia dentro de un intervalo de temperatura predeterminado. Lo mismo es cierto para la velocidad de enfriamiento. Además, una placa de acero puede ser sometida a tratamiento térmico con cualquier aparato en tanto la historia térmica sea solo satisfecha. Además, después del tratamiento térmico, someter la superficie de la placa de acero a tratamiento superficial como laminado de endurecimiento o electrorrevestimiento para la corrección de forma está incluido dentro del alcance de la presente invención .

El método para fabricar una placa de acero de alta resistencia de la presente invención puede incluir además galvanización o galvanorrecocido en el cual es efectuado el tratamiento de aleación después de la galvanización .

La galvanización o galvanorrecocido puede ser efectuada mientras se calienta la placa de acero del primer intervalo de temperatura al segundo intervalo de temperatura, manteniendo a la vez la placa de metal en el segundo intervalo de temperatura, o después de mantener la placa de acero en el segundo intervalo de temperatura. En cualquier caso, las condiciones de retención en el segundo intervalo de temperatura son requeridas para satisfacer los requerimientos de la presente invención. El tiempo de retención, el cual incluye tiempo de tratamiento para la galvanización o galvanorrecocido o se fija en el intervalo de 5 segundos a 1000 segundos. Nótese que la galvanización o galvanorrecocido se efectúa preferiblemente en una linea de galvanización o galvanorrecocido continua.

En un método para fabricar una placa de acero de alta resistencia de la presente invención, después de que la placa de acero de alta resistencia ha sido sometida a tratamiento térmico de acuerdo con el método de la presente invención es fabricada como la placa de acero puede ser sometida a galvanización o galvanorrecocido.

Un método para someter una placa de acero a galvanización o galvanorrecocido se describe más adelante.

Una placa de acero se sumerge en un baño de electrorrevestimiento . El peso de recubrimiento es ajustado por barrido de gas o similar. La cantidad de Al fundido en el baño de electrorrevestimiento está preferiblemente en el intervalo de 0.12% a 0.22% para el galvanizado y de 0.08% a 0.18% para el galvanorrecocido .

Con respecto a la temperatura de tratamiento, para galvanización, la temperatura del baño de electrorrevestimiento puede estar usualmente en el intervalo de 450°C a 500°C. En el caso de someter adicionalmente la placa de acero a tratamiento por aleación, la temperatura durante la aleación se fija preferiblemente en 550 °C o menos. Si la temperatura de aleación excede de 550 °C, precipita un carburo de la austenita no transformada. En algunos casos, se forma perlita, de modo que no se proporciona resistencia y/o capacidad de trabajo. Además, las propiedades antipulverización de una capa de recubrimiento se deterioran. Al mismo tiempo, a una temperatura de aleación de menos de 450°C, no procede la aleación, en algunos casos. De este modo, la temperatura de aleación preferiblemente se fija en 450°C o más.

El peso del recubrimiento está preferiblemente en el intervalo de 20 g/m2 a 150 g/m2 por superficie. El peso de recubrimiento de menos de 20 g/m2 conduce a una resistencia a la corrosión insuficiente. Al mismo tiempo, un peso de recubrimiento que excede los 150 g/m2 conduce a saturación de la resistencia a la corrosión incrementando simplemente el costo.

El grado de la aleación de la capa de recubrimiento (% en masa de Fe (contenido de Fe) ) está preferiblemente en el intervalo de 7% en masa a 15% en masa. Un grado de aleación de la capa de recubrimiento de menos de 7% en masa causa una aleación no uniforme reduciendo por lo tanto la calidad de la apariencia. Además, la fase e se forma en la capa de recubrimiento, degradando la capacidad de deslizamiento de la placa de acero. Al mismo tiempo, el grado de aleación de la capa de recubrimiento que excede del 15% en masa da como resultado la formación de una gran cantidad de fases G frágil dura, reduciendo por lo tanto la adición del recubrimiento .

EJEMPLOS La presente invención será descrita con mayor detalle por medio de ejemplos. La presente invención no se limita a esos ejemplos. Deberá comprenderse que pueden hacerse modificaciones sin cambiar el alcance de la invención.

Ejemplo 1 Una placa fundida obtenida por refinación de acero que tiene una composición química mostrada en la tabal 1 fue calentada a 1200°C. Una placa de acero laminada en caliente fue sometido a laminado en caliente final a 870°C, enrollada a 650°C, sometida a desoxidación por baño ácido, y laminada en frío a una reducción por laminación al 65% para formar una placa de acero laminada en frío con un espesor de 1.2 mm. La placa de acero laminada en frío resultante fue sometida a tratamiento térmico bajo las condiciones mostradas en la Tabla 2. Nótese que la temperatura de interrupción del enfriamiento mostrada en la Tabla 2 se define como una temperatura a la cual el enfriamiento de la placa de acero termina cuando la placa de acero es enfriada de una temperatura de recocido.

Algunas placas de acero laminadas en frío fueron sometidas a tratamiento de galvanización o tratamiento de galvanorrecocido . Aquí, en el tratamiento de galvanización, ambas superficies fueron sometidas a electrorrevestimiento en un baño de electrorrevestimiento que tiene una temperatura de 463°C a un peso de 50 g/m2 por superficie. En el tratamiento de galvanorrecocido, ambas superficies fueron sometidas a electrorrevestimiento en un baño de electrorrevestimiento que tiene una temperatura de 463°C a un peso de 50 g/m2 por superficie y sometidas a aleación en un grado de aleación (% en masa de Fe (contenido de Fe)) de 9% en masa a una temperatura de aleación de 550°C o menor. Nótese que el tratamiento de galvanización o tratamiento de galvanorrecocido fue efectuado después de que la temperatura fue enfriada a T°C mostrada en la Tabla 2.

En el caso donde la placa de acero resultante no fue sometida a electrorrevestimiento, la placa de acero fue sometida a laminado de endurecimiento a una reducción por laminación (porcentaje de alargamiento) de 0.3% después del tratamiento térmico. En el caso donde la placa de acero resultante fue sometida al tratamiento de galvanización o tratamiento de galvanorrecocido, la placa de acero fue sometida a laminado de endurecimiento a una reducción por laminación (porcentaje de alargamiento) de 0.3% después del tratamiento .

Ni ? o Oí Tabla 1 (% en (Nota) Los valores subrayados están fuera del intervalo apropiado P o V1 Tabla 2 I P *1 Los valores subrayados están fuera del intervalo apropiado. *2 CR: sin electrorrevestimiento (placa de acero laminada en frió) GI: Placa de acer galvanizada GA: Placa de acero galvanorrecocida Las propiedades de la placa de acero resultante fueron evaluadas por los métodos descritos a continuación.

Se cortó una muestra de cada placa de acero y se pulió. Se observó una superficie paralela a la dirección de laminado con un microscopio electrónico de barrido (SE ) a una amplificación de 3000x de 10 campos de observación. La proporción del área de cada fase fue medida para identificar la estructura de la fase de cada grano de cristal.

El contenido de austenita retenida fue determinado como sigue: una placa de acero fue rectificada y pulida en la dirección del espesor hasta tener un cuarto del espesor. El contenido de austenita retenida fue determinado por medición de la intensidad de difracción de rayos x con la placa de acero. Se usó Co-?a como un rayo x incidente. El contenido de austenita retenida fue calculado de las relaciones de las intensidades de difracción de los planos (200), (220), y (311) de la austenita a los planos de ferrita (200), (211), y (220) respectivos.

El contenido de C promedio de la austenita retenida fue determinado como sigue: se determinó una constante de retícula de los picos de intensidad de los planos (200), (220), y (311) por medición de la intensidad de difracción de rayos X. Un contenido de C promedio (% en masa) fue determinado con la siguiente fórmula de cálculo. a0= 0.3580 + 0.0033 x [C%] + 0.00095 x [Mn%] + 0.0056 x [Al%] + 0.022 x [N%J donde a0 representa una constante de retícula (nm) y [X%] representa el por ciento en masa del elemento X. Nótese que ese por ciento en masa del elemento diferente a C fue definido como el por ciento en masa con respecto a la placa de acero total.

Se efectuó una prueba de tracción de acuerdo con JIS Z2201 usando una pieza de prueba No. 5 tomada de la placa de acero de una dirección perpendicular a la dirección de laminado. Se midieron la resistencia a la tracción (TS) y el alargamiento total (T.EL) . Fue calculado el producto de la resistencia y el alargamiento total (T.EL) para evaluar el equilibrio entre la resistencia y la capacidad de trabajo (ductilidad) . Nótese que en la presente invención, cuando TS x T.EL > 20,000 (MPa*%) el equilibrio fue determinado como satisfactorio.

La capacidad de rebordeo por estiramiento fue evaluada cumpliendo con el estándar de la federación de Hierro y Acero de Japón JFST 1001. La placa de acero resultante fue cortada en una pieza que tenía, un tamaño de 100 m x 100 mm. Se hizo un orificio que tenía un diámetro de 10 mm en la pieza perforando a un espacio del 12% del espesor. Un punzón cónico con un vértice de 60° fue forzado hacia el orificio mientras la pieza estaba fija con una matriz que tenía un diámetro interno de 75 mm a una presión de sujeción de la pieza de 88.2 kN. El diámetro del orificio fue medido cuando se inició la fisura. La relación de expansión máxima del orificio ? (%) fue determinada con la fórmula (1) : Relación de expansión máxima del orificio ? (%) = { (Df - D0)/D0} x 100 (1) donde Df representa el diámetro del orifico (mm) cuando se inició una fisura; y Do representa un diámetro inicial del orificio (mm) .

Se calculó el producto (TS x ?) de la fuerza de relación de expansión máxima del orificio usando la ? medida para evaluar el equilibrio entre la resistencia de la capacidad de rebordeo por estiramiento.

Nótese en la presente invención, cuando TS x ? > 25000 (MPa-%), se determinó que la capacidad de rebordeo por estiramiento era satisfactoria.

Además, se determinó la dureza de la estructura más dura en microestructuras de placa de acero por el método descrito más adelante. De los resultados de la observación de la mxcroestructura, en el caso donde se observó una martensita templada, se midieron valores de dureza ultramicro - Vickers de 10 puntos de martensita templada a una carga de 0.02N. El valor promedio de la misma fue determinado como la dureza de la microestructura más dura en las microestructuras de placa de acero. En el caso donde no estuvo presente martensita templada, como se describió anteriormente, cualquiera de la microestructura de la martensita revenida, a la bainita superior y la bainita inferior fue la fase más dura en la placa de acero de la presente invención. En la placa de acero de la presente invención, la más dura tiene una dureza (HV) de 800 o menos .

Sin embargo, se observó una pieza cortada de cada placa de acero con un SEM a una amplificación de ??,?? ? a 30,000x. En la placa de acero de la presente invención, 5 x 104 o más por milímetro cuadrado de granos de carburo basados en hierro que tenían cada uno un tamaño de 5 mm a 0.5 um precipitaron en la martensita revenida .

La tabla 3 muestra los resultados de la evaluación.

Tabla 3 Tipo Muestra de .a.

Acera J a -M*r tM/M (%) (MPa) <%) (%) (MPa ¾.) (MPa %) 1 A 5 2 0 §1 3 28 15 0 : 821 23 39 18883 32019 2 A 49 32 3 2 17 0 98 9 0.99 1201 20 20 23972 24020 3 A 0 99 99 0 1 0 100 100 : 1805 7 29 12635 52345 4 A 78 10 7 3 9 0 97 70 1.11 1382 15 44 20730 60808 6 a 10 58 6 22 10 0 78 12 0-67 368 13 4 17784 5472 6 72 15 8 2 11 0 98 53 0.95 1371 16 37 21936 50727 7 34 48 2 3 15 0 97 i 0.94 1 99 20 2 29980 2938 8 58 30 20 1 11 0 89 67 0.88 1474 17 40 25058 58980 9 c 45 43 33 0 12 0 100 77 0.92 1464 18 42 26352 614B8 10 67 20 15 0 13 0 100 75 1.18 1404 20 31 26080 43524 11 E 14 82 5 0 4 0 100 S 0.18 2234 8 2 1 872 4468 12 E 54 25 10 0 21 0 100 40 1.00 1 77 22 18 32494 26586 13 E se 30 21 a 14 0 100 70 0.96 1634 15 22 24510 3S948 14 F 42 48 21 0 10 0 100 44 0.76 1630 16 19 26080 30970 16 F SO 38 15 0 12 0 100 39 0.81 1556 15 18 23340 28008 16 6 49 43 12 0 8 0 100 28 0.72 1201 19 24 22819 28824 17 H 17 77 65 0 6 0 100 84 1.03 1862 11 17 20482 31654 18 1 40 50 20 0 10 0 100 40 0.85 1 62 15 21 21930 30702 19 1 37 55 18 0 8 0 100 33 0.87 1410 15 19 21150 26790 20 18 72 60 2 8 0 98 83 0.79 1762 13 17 22806 29854 21 22 50 0 10 0 100 74 0.81 1605 14 18 22470 28890 22 20 70 4B 0 10 0 100 69 072 1850 11 15 2O350 27750 23 M 35 57 42 0 8 0 100 74 0.82 1294 18 22 23292 28468 24 N 32 58 40 0 10 0 00 69 0.77 1027 25 40 25675 41080 25 O 34 58 42 0 10 0 100 75 084 1256 21 30 26416 37740 26 P 32 54 35 0 14 0 100 85 0.91 1753 15 19 26325 33345 27 0 42 43 31 0 15 0 100 72 0.92 1572 16 22 25162 34584 26 R 21 89 51 0 10 0 00 74 0.91 1472 15 39 22080 57408 29 S 58 30 18 0 12 0 100 60 1.06 1432 1B 30 25776 42960 30 T 40 48 25 0 12 0 100 52 1.03 1352 18 35 25686 47320 31 y 38 45 25 8 2 7 85 58 : 1156 12 25 13872 28900 32 42 52 28 3 3 0 97 54 1286 12 24 15432 30864 33 60 8 4 0 2 9 91 44 : 686 15 36 13290 31896 34 X 8 0 - 7D B T : 12? 14 32 10080 23040 *1 Los valores subrayados están fuera del intervalo apropiado *2 OÍD: Ferrita bainitica en la bainita superior : Martensita tM: artensita revenida a: ferrita Poligonal ?: Austenita retenida *3 La cantidad de austenita retenida determinada por la medición de la intensidad de difracción de rayos X fue definida como la proporción del área con respecto a toda la microestructura de la placa de acero.

Como es evidente de la tabla, se encontró que cualquier placa de acero de la presente invención satisface una resistencia a la tracción de 980 MPa o más, un valor de TS x T. EL de 20,000 MPa-% o más y un valor de TS x ? de 25,000 MPa-% o más y de este modo tubo una alta resistencia y buena capacidad de trabajo, en particular, buena capacidad de rebordeo por estiramiento.

En contraste, en la muestra 1, las microestructuras deseadas de la placa de acero no fueron obtenidas debido a que la velocidad de enfriamiento promedio al primer intervalo de temperatura estuvo fuera del intervalo apropiado. El valor de TS x ? satisfizo 25,000 MPa-% o más, y la capacidad de rebordeo por estiramiento fue buena. Sin embargo, la resistencia la tracción (TS) no alcanzó 980 MPa. El valor de TS x T.EL fue menor de 20,000 MPa-%. En cada una de las muestras 2, 3, y 7, no se obtuvieron las microestructuras deseadas de la placa de acero debido a que la temperatura de interrupción del enfriamiento T estuvo fuera del primer intervalo de temperatura. Aunque la resistencia a la tracción (TS) satisfizo 980 MPa o más, TS X T.EL > 20,000 MPa-% o TS x ? > 25,000 MPa-% no fueron satisfechas. En la muestra 5, no se obtuvieron las microestructuras deseadas de la placa de acero debido a que la temperatura de recocido fue menor que el punto de transformación A3. En la muestra 11, no se obtuvieron las microestructuras deseadas de la placa de acero debido a que el tiempo de retención en el segundo intervalo de temperatura estuvo fuera del intervalo apropiado. En cada una de las muestras 5 y 11, aunque se satisfizo la resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa, TS x T.EL > 20,000 MPa-% y TS x ? > 25,000 MPa-% no fueron satisfechas. En cada una de las muestras 31 a 34, no se obtuvieron las microestructuras deseadas de la placa de acero debido a que la composición de componentes estuvo fuera del intervalo apropiado de la presente invención. Al menos una seleccionada de la resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más, un valor de TS x T.EL de 20,000 MPa-%, y un valor de TS x ? de 25,000 MPa-% no es satisfecho.

Ejemplo 2 Las placas coladas obtenidas por refinación de acero, es decir, tipos de acero de a, b, c, d, y e mostrados en la tabla 4, fueron calentadas a 1200°C. Las placas de acero laminadas en caliente fueron sometidas a laminado en caliente final a 870°C, enrolladas a 650°C, sometidas a desoxidación por baño ácido, laminadas en frió a una reducción por laminación de 65% para formar placas de acero laminadas en frió cada una de las cuales tiene un espesor de 1.2 mm. Las placas de acero laminadas en frío resultantes fueron sometidas a tratamiento térmico bajo las condiciones mostradas en la' Tabla 5. Además, las placas de acero después del tratamiento térmico fueron sometidas a laminado de endurecimiento en la reducción por laminación (por ciento de alargamiento) de 0.5%. Nótese que el punto A3, mostrado en la Tabla 4 fue determinado en la fórmula descrita anteriormente. El punto Ms mostrado en la Tabla 5 indica la temperatura de inicio de la transformación martensitica de cada tipo de acero y se midió por la prueba de Formaster. Además, en la Tabla 5, el ejemplo 1 de la invención es un ejemplo de la invención en el cual el primer intervalo de temperatura (temperatura de interrupción del enf iamiento) es menor que MS - 100°C. El ejemplo 2 de la invención es un ejemplo de la invención en el cual el primer intervalo de temperatura (temperatura de interrupción del enfriamiento) es (MS - 100°C) o mayor y menor que Ms.

Tabla 4 (% en masa) Tipo C Si Mn Al P S N Si+Al Punto de Acero (°C) a 0.413 2.03 1.51 0.038 0.012 0.0017 0.0025 2.07 838 b 0.417 1.99 2.02 0.044 0.010 0.0020 0.0029 2.03 820 c 0.522 1.85 1.48 0.040 0.011 0.0028 0.0043 1.89 815 d 0.314 2.55 2.03 0.041 0.011 0.0020 0.0028 2.59 862 e 0.613 1.55 1.54 0.042 0.012 0.0022 0.0026 1.59 788 Tabla 5 Muestra Tipo Temperatura Tiempo Velocidad TempeTempeTiempo s Ms- Observaciones No. de de Recocido de de Enfriaratura de ratura de de C) 100°C Acero PC) Retrato miento Interrupretención retención PC) (s) Promedio ción del en el en el al primer Enfriasegundo segundo intervalo miento intervalo intervalo de PC) de de temperatempetempetura ratura ratura (s) (°C/s) PC) 35 a 880 280 15 240 400 90 275 175 Ejemplo 2 de la inunción 36 b 890 220 35 250 400 120 265 165 Ejemplo 2 cte la Iroerci.cn 37 b 900 180 30 140 400 90 265 165 Ejenplo 1 de la Irrv¾n_icn 38 c 890 200 25 90 380 520 230 130 Ejen lo 1 cfe la Inrenciin 39 d 920 150 35 250 400 90 290 190 Ejat lo 2 ds la Invemiári 40 d 900 200 35 210 4 10 300 290 190 EjeipLo 2 cte 41 d 900 180 35 150 400 500 290 190 Ejeiplo 1 cte la Inueraóri 42 c 890 180 30 200 400 300 230 130 Ejanplo 2 de la ?p&???? 43 e 880 400 30 200 400 300 225 125 Ejenplo 2 cfe la Iraerciári Las microestructuras, el contenido de C promedio de la austenita retenida, la resistencia a la tracción (TS) , el T . EL (alargamiento total), y capacidad de rebordeo por estiramiento de la placa de acero resultante fueron evaluadas como en el Ejemplo 1.

Una pieza de prueba cortada de cada placa de acero fue observada con un SEM a una amplificación de 10,000x a 30,000 para verificar el estado de formación del carburo a base de hierro de la martensita revenida. Las tablas 6 y 7 muestran el resultado de la evaluación.

Tabla 6 40 d 52 36 24 0 12 0 100 67 0. 91 5xl05 Ej emplo de la Invenc ín 2 41 d 43 47 38 0 10 0 100 81 0.87 8xl05 Ejemplo de la Invención 1 42 c 45 38 35 0 17 0 100 92 1. 19 3xl06 Ejemplo de la Invención 2 43 e 55 25 24 0 20 0 100 96 1. 40 5xl06 Ej emplo de la Invención 2 cxb: Ferrita bainítica en la bainita superior M: Martensita tM: Martensita revenida a: Ferrita poligonal ?: austenita retenida Diámetro del grano del carburo a base de hierro: de 5 nm a 0.5 m Tabla 7 Muestra Tipo TS T.EL ? TSx TSxA Observa¬ No. de (MPa) (%) (%) T.EL (MPa · % ) ciones Acero (MPa · % ) 35 a 1404 20 31 28080 43524 Ejemplo 2 de la Invención 36 b 1477 22 18 32494 26586 Ejemplo 2 de la Invención 37 b 1634 15 22 24510 35948 Ejemplo 1 de la Invención 38 c 1862 11 17 20482 31654 Ejemplo 1 de la Invención 39 d 1423 20 34 28460 48382 Ejemplo 2 de la Invención 40 d 1483 17 39 25211 57837 Ejemplo 2 de la Invención 41 d 1546 14 42 21644 64932 Ejemplo 1 de la Invención 42 c 1567 18 17 28206 26639 Ejemplo 2 de la Invención 43 e 1530 18 17 27540 36010 Ejemplo 2 de la Invención Todas las placas de acero mostradas en las Tablas 6 y 7 estuvieron dentro del intervalo de la presente invención. Se encontró que cada una de las placas de acero satisfizo una resistencia a la tracción de 980 MPa o más, un valor de TS x T.EL de 20, 000 MPa-% o más y un valor de TS x ? de 25, 000 Pa*% y de este modo tuvieron una alta resistencia y buena capacidad de trabajo, en particular, buena capacidad de redondeo por estiramiento. En cada una de las muestras 35, 36, 39, 40, 42 y 43 (ejemplo 2 de la invención) en las cuales el primer intervalo de temperatura (temperatura de interrupción del enfriamiento) fue (MS -100°C) o más y menor que Ms, la capacidad de rebordeo por estiramiento fue ligeramente inferior a aquélla de las muestras 37, 38 y 41 (ejemplo 1 de la invención) en las cuales el primer intervalo de temperatura (temperatura de interrupción del enfriamiento) fue menor que Ms - 100°C.

Sin embargo, el valor de TS x T · EL fue de 25, 000 MPa-% o más. Se encontró que las muestras tenían un equilibrio extremadamente satisfactorio entre resistencia y ductilidad.

Aplicabilidad Industrial De acuerdo con la presente invención, el contenido de C de una placa de acero se fijó en 0.17% o más, el cual es un contenido de C alto. Las proporciones de áreas de martensita, martensita revenida y ferrita bainítica en la bainita superior con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, el contenido de austenita retenida, y el contenido de C promedio de la austenita retenida se especificaron. Como resultado, es posible proporcionar una placa de acero de alta resistencia que tiene buena capacidad de trabajo, en particular, buena ductilidad y capacidad de rebordeo por estiramiento, que tiene una resistencia a la tracción (TS) de 980 MPa o más.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una placa de acero de alta resistencia, caracterizada porque comprende, sobre una base de por ciento en masa: 0.17% - 0.73% de C; 3.0% o menos de Si; 0.5% - 3.0% de n; 0.1% o menos de P; 0.07% o menos de S; 3.0% o menos de Al; 0.010% o menos de N; y siendo el equilibrio de Fe e impurezas comunes, en la cual Si + Al satisface 0.7% o más; y en la cual con respecto a las microestructuras de la placa de acero, la proporción del área de la martensita está en el intervalo de 10% a 90% con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, el contenido de austenita retenida está en el intervalo de 5% a 50%, la proporción del área de la ferrita bainitica en la bainita superior es de 5% o más con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, 25% o más de martensita es martensita revenida, la suma de la proporción del área de la martensita con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero, el contenido de austenita retenida, y la proporción del área de la ferrita bainítica en la bainita superior con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero satisface el 65% o más, la proporción del área de la ferrita poligonal con respecto a todas las microestructuras de la placa de acero satisface el 10% o menos (incluyendo 0%), el contenido de C promedio de la austenita retenida es de 0.70% o más, y la resistencia a la tracción es de 980 Pa o más.

2. La placa de acero de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 1, caracterizada porque 5 x 104 o más por milímetro cuadrado de granos de carburo a base de hierro cada uno de los cuales tienen un tamaño de 5 nm a 0.5 µp? se precipitan en la martensita revenida.

3. La placa de acero de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 1 o 2, caracterizada porque comprende además, sobre una base de por ciento en masa, uno o dos o más seleccionados de 0.05% - 5.0% de Cr; 0.005% - 1.0% de V; y 0.005% - 0.5% de Mo, con la condición de que el contenido de C es de 0.17% o más y menor de 0.3%.

4. La placa de acero de alta resistencia de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada porque comprende además, sobre una base de por ciento en masa, uno o dos seleccionados de 0.01% - 0.1% de Ti; y 0.01% - 0.1% de Nb.

5. La placa de acero de alta resistencia de conformidad cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizada porque comprende además, sobre una base en por ciento en masa 0.0003% - 0.0050% de B.

6. La placa de acero de alta resistencia de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 5, caracterizada porque comprende además, sobre una base de por ciento en masa, uno o dos seleccionados de 0.05% - 2.0% de Ni; y 0.05% - 2.0% de Cu.

7. La placa de acero de alta resistencia de conformidad cualquiera de las reivindicaciones 1 a 6, caracterizada porque comprende además, sobre una base de por ciento en masa, uno o dos seleccionados de 0.001% - 0.005% de Ca; y 0.001% - 0.005% de REM.

8. Una placa de acero de alta resistencia, caracterizada porque comprende una capa de recubrimiento de zinc por inmersión en caliente sobre una capa de recubrimiento de zinc por inmersión en caliente aislada sobre una superficie de la placa de acero de conformidad con -cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7.

9. Un método para fabricar una placa de acero de alta resistencia, que comprende laminar en caliente y entonces laminar en frío en lingote ser formado una placa de acero que tiene una composición de conformidad con cualquiera de las reivindicaciones 1 a 7 para formar una placa de acero laminada en frío, recocer la placa de acero laminada en frío en una región de una sola fase de austenita durante 15 segundos a 600 segundos, enfriar la placa de acero laminada en frío a un primer intervalo de temperatura de 50°C a 300°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 8°C/s o más, calentar la placa de acero laminada en frío a un segundo intervalo de temperatura de 350°C a 490°C, y mantener la placa de acero laminada en frío al segundo intervalo de temperatura durante 5 segundos a 1000 segundos.

10. El método para fabricar una placa de acero de alta resistencia de conformidad con la reivindicación 9, caracterizado porque se usa una temperatura de inicio de la transformación martensítica, es decir, un punto Ms (°C), como un índice, el primer intervalo de temperatura es (Ms -100°C) o más y menos que Ms, y la placa de acero se-mantiene en el segundo intervalo de temperatura durante 5 segundos a 600 segundos.

11. El método para fabricar una placa de acero de alta resistencia de conformidad con las reivindicaciones 9 o 10, caracterizado porque el tratamiento de galvanización o tratamiento de galvanorrecocido es efectuado mientras se calienta la placa de acero al segundo intervalo de temperatura o mientras se mantiene la placa de acero en el segundo intervalo de temperatura.