MX2012005953A

MX2012005953A - Placa de acero de alta resistencia con resistencia a la traccion final de 900 mpa o mas, excelente en resistencia a la fragilizacion por hidrogeno y metodo de produccion de la misma.

Info

Publication number: MX2012005953A
Application number: MX2012005953A
Authority: MX
Inventors: Yasuharu Sakuma; Masafumi Azuma; Naoki Maruyama; Noriyuki Suzuki; Hiroyuki Kawata; Akinobu Murasato; Chisato Wakabayashi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-11-30
Filing date: 2010-11-30
Publication date: 2012-06-14
Also published as: WO2011065591A1; US20120222781A1; US10023947B2; EP2508640A1; EP2508640A4; CN102639739A; PL2508640T3; KR101445813B1; JP4949536B2; ES2758553T3; CA2781815C; CN102639739B; MX360965B; CA2781815A1; KR20120062933A; EP2508640B1; JPWO2011065591A1; BR112012013042A2; BR112012013042B1

Abstract

Una lámina de acero de alta resistencia que tiene excelente resistencia a la fragilización por hidrógeno y una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más, caracterizada en que (a) 10 a 50 % volumen de ferrita, 10 a 60 % volumen de ferrita bainítica y/o bainita, y 10 a 50 % volumen de martensita atemperada existen en la estructura de la lámina de acero y (b) un carburo que contiene hierro, que contiene 0.1% o más de Si o ambos de Si y Al existe en una cantidad de 4 x 108 (partículas/mm3) o más en la estructura de la lámina de acero.

Description

PLACA DE ACERO DE ALTA RESISTENCIA CON RESISTENCIA A LA TRACCIÓN FINAL DE 900 MPA O MÁS, EXCELENTE EN RESISTENCIA A LA FRAGILIZACIÓN POR HIDRÓGENO Y MÉTODO DE PRODUCCIÓN DE LA MISMA Campo Técnico La presente invención se refiere a la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno y un método de producción de la misma.

A te Antecedente En los últimos años, se ha demandado progresivamente una resistencia superior de la lámina de acero que se utiliza para automóviles, edificios, etcétera. Por ejemplo, la placa de acero laminada en frió de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más está siendo rápidamente aplicada como parachoques, vigas de impacto, y otros miembros de refuerzo. Sin embargo, al momento de la aplicación de la placa de acero de alta resistencia, es necesario solucionar el problema de prevención de la fractura retardada.

"Fractura retardada" es el fenómeno de fractura repentina de un miembro de acero (por ejemplo, cable de acero PC, pernos) sobre el cual actúa una alta tensión bajo las condiciones de uso. Es conocido que este fenómeno se relaciona de cerca al hidrógeno que penetra el acero desde el ambiente.

Como un factor que afecta en gran medida la fractura retardada de los miembros de acero, es conocida la resistencia de la placa de acero. La placa de acero es más resistente a la deformación plástica y a la fractura mientras mayor sea la resistencia, de modo que hay una alta posibilidad de uso en un ambiente en el cual actúa una alta tensión.

Nótese que, si se utiliza un miembro de acero de baja resistencia para un miembro sobre el cual actúa una alta tensión, el miembro se fractura y se deforma plásticamente, de modo que no ocurre la fractura retardada.

En un miembro de acero que se moldea a partir de la placa de acero tal como la placa de acero para el uso automotriz, la tensión residual que ocurre después de la conformación se vuelve mayor mientras mayor sea la resistencia de la placa de acero, de modo que hay una alta preocupación sobre la ocurrencia de la fractura retardada. Es decir, en un miembro de acero, mientras mayor sea la resistencia del acero, mayor será la preocupación sobre la ocurrencia de la fractura retardada .

En el pasado, se ha hecho mucho esfuerzo en los campos de las barras de acero o la placa de acero de grueso calibre para desarrollar materiales de acero que toman en consideración la resistencia a la fractura retardada. Por ejemplo, en las barras de acero y el acero para el uso en pernos, el desarrollo se ha enfocado en la formación de martensita atemperada. Se ha reportado que el Cr, Mo, V, y otros elementos que incrementan la resistencia al ablandamiento por revenido son efectivos para la mejora de la resistencia a la fractura retardada (por ejemplo, véase la NPLT 1) . Éste es el arte para causar la precipitación de los carburos de la aleación, que actúan como sitios de atrapamiento de hidrógeno, a fin de cambiar el modo de la fractura retardada; de la fractura del limite de grano a la fractura intragranular .

Sin embargo, el acero que se describe en la NPLT 1 contiene 0.4% o más de C y una gran cantidad de elementos de aleación, de modo que se deterioran la trabajabilidad y la soldabilidad que se requieren de la lámina de acero. Adicionalmente, para provocar la precipitación de los carburos de la aleación, son necesarias varias horas o más de tratamiento térmico, de modo que el arte de la NPLT 1 tiene el problema de capacidad de manufactura del acero.

La PLT 1 describe la utilización de óxidos principalmente comprendidos de Ti y Mg para prevenir la ocurrencia de defectos por hidrógeno. Sin embargo, este arte cubre la placa de acero gruesa y considera la fractura retardada después de la soldadura por entrada de calor por largo tiempo, pero no se consideran la alta trabaj abilidad y la resistencia a la fractura retardada que se demandan de la lámina de acero.

En la lámina de acero, debido a que el espesor es pequeño, incluso si el hidrógeno la penetra, se libera en un corto tiempo. Adicionalmente, en términos de trabaj abilidad, la placa de acero con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, casi nunca se ha utilizado anteriormente, de modo que el problema de la fractura retardada se ha tratado como pequeño. Sin embargo, hoy día, crece el uso de la lámina de acero de alta resistencia, de modo que se ha vuelto necesario el desarrollo de la placa de acero de alta resistencia con excelente resistencia a la fragilización por hidrógeno.

Hasta ahora, el arte para incrementar la resistencia a la fragilización por hidrógeno casi todo se relaciona al material de acero que se utiliza en el limite de alargamiento o limite elástico o menos como pernos, barras de acero, placa de acero gruesa, y otro productos. Es decir, el arte previo no es un arte que cubra los materiales de acero (placa de acero) tales como para miembros de automóviles donde se busca la trabaj abilidad (capacidad de corte, capacidad de estampación, etcétera) y, simultáneamente, la resistencia a la fragilización por hidrógeno.

Usualmente, un miembro obtenido moldeando la placa de acero tiene una tensión residual que permanece dentro del miembro. La tensión residual es local, pero algunas veces excede el limite elástico del material de la placa de acero. Por esta razón, se ha buscado la placa de acero libre de fragilización por hidrógeno aun si una alta tensión residual permanece dentro del miembro.

Referente a la fractura retardada de la lámina de acero, por ejemplo, la NPLT 2 reporta acerca del agravamiento de la fractura retardada debido a la transformación -inducida por el trabajo- de la austenita retenida. Esto considera la conformación de la lámina de acero. La NPLT 2 describe una cantidad de austenita retenida que no causa deterioro de la resistencia a la fractura retardada.

Es decir, el reporte anteriormente mencionado se refiere a la lámina de acero de alta resistencia que tiene una estructura especifica. No se puede decir que ésta sea una medición fundamental para la mejora de la resistencia a la fractura retardada.

La PLT 2 describe la placa de acero para el uso en recipientes esmaltados que es excelente en resistencia a la fracturación escamosa ya que la lámina de acero considera la habilidad de atrapamiento de hidrógeno y la capacidad de conformación. Ésta atrapa el hidrógeno que penetra en la placa de acero al momento de la producción como óxidos en la placa de acero y suprime la ocurrencia de la "fracturación escamosa" (defectos de la superficie) que ocurre después del esmaltado.

Sin embargo, con el arte de la PLT 2, la placa de acero contiene una gran cantidad de óxidos dentro de ella. Si los óxidos se dispersan en la placa de acero en una alta densidad, la capacidad de conformación se deteriora, de modo que es difícil aplicar el arte de la PLT 2 a la placa de acero para el uso automotriz de la cual se requiere una alta capacidad de conformación. Además, el arte de la PLT 2 no logra ambas de la alta resistencia y la resistencia a la fractura retardada.

Para solucionar estos problemas, se ha propuesto la placa de acero en - la cual se precipitan los óxidos (por ejemplo, véase la PLT 3) . En tal placa de acero, los óxidos que se dispersan en la placa de acero actúan como sitios de atrapamiento que atrapan el hidrógeno que ha penetrado en el acero, de modo que se suprime la dispersión o la concentración del hidrógeno en las ubicaciones donde se concentra la tensión y las ubicaciones donde la fractura retardada es de preocupación .

Sin embargo, para obtener tal efecto, la placa de acero debe tener óxidos dispersos en ella en una alta densidad. Es necesario el control estricto de las condiciones de producción .

Referente a la placa de acero de alta resistencia, por ejemplo, están los artes de las PLTs 4 a 9. Adicionalmente, referente a la placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, por ejemplo, está el arte de la PLT 10, pero como se explica anteriormente, es sumamente difícil desarrollar la placa de acero de alta resistencia en donde se logren tanto la resistencia a la fractura retardada como una buena capacidad de conformación.

La PLT 11 describe la tira de acero de ultra-alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción de 980N/mm2 o más, y es excelente en durabilidad. En esta tira de acero de ultra-alta resistencia, se considera la resistencia al agrietamiento retardado por hidrógeno, pero básicamente se utiliza la martensita para manejar la resistencia a la fractura retardada (método convencional) , de modo que es insuficiente la capacidad de conformación.

La PLT 12 describe la tira de acero de alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción de 980 MPa o más, y es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno. La PLT 13 describe la placa de acero laminada en frió de alta resistencia que es excelente en traba abilidad y resistencia a la fragilización por hidrógeno.

Sin embargo, en todas estas placas de acero, la cantidad de partículas que precipitan dentro de los granos es grande. La resistencia a la fragilización por hidrógeno no alcanza el nivel que actualmente se busca. Por consiguiente, se ha buscado fuertemente el desarrollo de la placa de acero de alta resistencia que logre tanto la resistencia a la fractura retardada como una buena capacidad de conformación.

Lista de Citaciones Literatura de Patente PLT 1: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 11-293383 PLT 2: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 11-100638 PLT 3: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2007-211279 PLT 4: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 11-279691 PLT 5: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 09-013147 PLT 6: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2002-363695 PLT 7: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2003-105514 PLT 8: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2003- 213369 PLT 9: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2003-213370 PLT 10: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2002-097560 PLT 11: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 10-060574 PLT 12: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2005-068548 PLT 13: Publicación de Patente Japonesa (A) No. 2006-283131 Literatura No Patente NPLT 1: "New Developments in Elucidation of Hydrogen Embrittlement" (el Instituto de Hierro y Acero de Japón, Enero de 1997) NPLT 2: CAMP-ISIJ, Vol . 5, No. 6, Páginas 1839 a 1842, Yamazaki et al., Octubre de 1992, publicado por el Instituto de Hierro y Acero de Japón.

Breve Descripción de la Invención Problema Técnico En el arte previo, no se ha obtenido la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que tenga la resistencia a la fragilización por hidrógeno que se busca.

La presente invención tiene como su objeto la provisión de la placa de acero de alta resistencia que tiene una alta resistencia de la resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, y que tiene una excelente resistencia a la fragilización por hidrógeno, en consideración del hecho de que se busca fuertemente el desarrollo de la placa de acero de alta resistencia que logre tanto resistencia a la fractura retardada como excelente capacidad de conformación, y un método de producción de la misma.

Solución al Problema 1) Los inventores estudiaron las técnicas para solucionar los problemas anteriormente mencionados en detalle. Como resultado, aprendieron que si se precipitan (A) los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" en una cantidad de 0.1% o más en la estructura de la placa de acero, es posible lograr tanto la resistencia a la fractura retardada como una buena capacidad de conformación (los detalles se explican más adelante) .

La presente invención (placa de acero de alta resistencia) se hizo con base en el descubrimiento anteriormente mencionado y tiene como su esencia lo siguiente. (1) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizada en que, en la estructura de la placa de acero, (a) por fracción en volumen, la ferrita está presente en 10 a 50%, la ferrita bainitica y/o bainita en 10 a 60%, y la martensita atemperada en 10 a 50%, y (b) los carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en 0.1% o más están presentes en 4xl08 (particulas/mm3) o más . (2) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (1) caracterizada en que, en la estructura de la placa de acero, por fracción en volumen, la martensita fresca está presente en 10% o menos. (3) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (1) o (2) caracterizada en que, en la estructura de la placa de acero, por fracción en volumen, la austenita retenida está presente en 2 a 25%. (4) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (1) a (3) caracterizada en que los carburos basados en hierro están presentes en la bainita y/o martensita atemperada. (5) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (1) a (4) caracterizada en que la placa de acero contiene, por % en masa, C: 0.07% a 0.25%, Si: 0.45 aa 2.50%, Mn: 1.5 aa 3.20%, P: 0.001 aa 0.03%, S: 0.0001 aa 0.01%, Al: 0.005 aa 2.5%, N: 0.0001 aa 0.0100%, y O: 0.0001 aa 0.0080% y tiene un balance de hierro e impurezas inevitables . (6) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (5) caracterizada en que la placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, uno o ambos de Ti: 0.005 aa 0.09% y Nb: 0.005 aa 0.09%. (7) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (5) o (6) caracterizada en que la placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, uno o más de B: 0.0001 aa 0.01%, Cr: 0.01 aa 2.0%, Ni: 0.01 aa 2.0%, Cu: 0.01 aa 0.05%, y Mo: 0.01 aa 0.8%. (8) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (5) a (7) caracterizada en que la placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, V: 0.005 aa 0.09%. (9) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (5) a (8) caracterizada en que la placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, uno o más de Ca, Ce, Mg, y REM en un total de 0.0001 aa 0.5%. (10) La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (1) a (9) caracterizada en que la placa de acero tiene una capa galvanizada en su superficie . 2) Los inventores adicionalmente estudiaron un método para provocar que los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" en 0.1% o más, precipiten en una estructura de la placa de acero.

Como resultado, se aprendió que (B) si se deforma la placa de acero que se ha enfriado aa 250°C o menos mediante combado-enderezamiento, es posible introducir sitios de nucleación en los cuales precipitan los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al", posteriormente (C) si se trata con calor la placa de acero en 150 aa 400°C, es posible provocar que los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" precipiten en grandes cantidades en la estructura de la placa de acero en un tiempo extremadamente corto (los detalles se explican más adelante) . La presente invención (método de producción) se hizo con base en el descubrimiento anteriormente mencionado y tiene como su esencia lo siguiente. (11) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (1) a (9), el método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de (5) a (9), directamente, o después de, una vez que se enfria, calentar a una temperatura de 1050°C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una linea de recocido continuo para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 aa 900°C, posteriormente enfriar hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, después (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más. (12) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de (1) a (9), el método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de (5) a (9), directamente, o después de, una vez que se enfría, calentar a una temperatura de 1050 °C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de 7Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una línea de recocido continuo para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente enfriar mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg hasta el punto Ms al punto Ms -100°C, después (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más. (13) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (10), el método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por galvanizar la superficie de la placa de acero después del tratamiento térmico de ( z) . (14) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (13), caracterizado en que la galvanización es electrogalvanización . (15) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (10) , el método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de (5) a (9), directamente, o después de, una vez que se enfría, calentar a una temperatura de 1050°C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una línea de galvanización en caliente por inmersión continua para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900 °C, posteriormente enfriar mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, posteriormente sumergir en un baño de galvanización y enfriar hasta 250 °C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más, después, (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más. (16) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (10), el método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de (5) a (9), directamente, o después de, una vez que se enfría, calentar a una temperatura de 1050°C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una línea de galvanización en caliente por inmersión continua para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900 °C, posteriormente enfriar mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, posteriormente sumergir en un baño de galvanización y enfriar hasta el punto Ms al punto Ms -100°C mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más, después, (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más. (17) Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en (15) o (16) caracterizado por realizar el tratamiento de aleación en una temperatura de 460 a 600°C después de la inmersión en el baño de galvanización, posteriormente enfriar hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más .

Efectos Ventajosos de la Invención De acuerdo con la presente invención, es posible lograr tanto la resistencia a la fractura retardada como una buena capacidad de conformación para proporcionar la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno.

Descripción de las Modalidades La placa de acero de alta resistencia de la presente invención (a partir de ahora en ocasiones referida como "la placa de acero de la presente invención") se caracteriza en que, en la estructura de la placa de acero, (a) por fracción en volumen, la ferrita está presente en 10 a 50%, la ferrita bainítica y/o bainita en 10 a 60%, y la martensita atemperada en 10 a 50%, y (b) los carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en 0.1% o más están presentes en 4xl08 (partículas/mm3) o más.

Primero, se explicarán las características de la placa de acero de la presente invención.

La estructura de la placa de acero de la presente invención, para asegurar una buena ductilidad, tiene ferrita como una fase principal y adicionalmente contiene, como estructuras duras, martensita, bainita, o austenita retenida sola o en combinación. Nótese que, para incrementar la capacidad de expansión del agujero, la estructura de la placa de acero también se puede hacer una sola fase de martensita o una estructura de fase compuesta de martensita y bainita.

La estructura de la placa de acero, de la placa de acero de la presente invención contiene, por fracción en volumen, ferrita: 10 a 50%, ferrita bainítica y/o bainita: 10 a 60%, y martensita atemperada: 10 a 50%. Además, puede estar contenida austenita retenida: 2 a 25% y martensita fresca: 10% o menos.

La placa de acero de la presente invención que incluye la estructura de la placa de acero anteriormente mencionada tiene una resistencia mucho más alta y excelente ductilidad y formabilidad del reborde por estiramiento (capacidad de expansión del agujero) .

Primero, se explicarán las razones para definir la fracción en volumen de la estructura de la placa de acero.

Ferrita: 10 a 50% La ferrita es una estructura que es efectiva para la mejora de la ductilidad. La fracción en volumen de ferrita se hace 10 a 50%. Si la fracción en volumen es menor que 10%, es difícil asegurar una ductilidad suficiente, de modo que el límite inferior se hace 10%. La fracción en volumen es preferiblemente 15% o más, más preferiblemente 20% o más, desde el punto de vista de asegurar una ductilidad suficiente.

Por otra parte, la ferrita es una estructura suave, de modo qué si la fracción en volumen excede 50%, el límite elástico cae. Por esta razón, el límite superior se hace 50%. La fracción en volumen es preferiblemente 45% o menos, más preferiblemente 40% o menos, desde el punto de vista de incrementar de manera suficiente el límite elástico de la placa de acero de alta resistencia.

Nótese que, la ferrita puede ser cualquiera de ferrita recristalizada que no contiene casi ninguna dislocación, ferrita reforzada por precipitación, como ferrita no recristalizada trabajada, y ferrita con parte de las dislocaciones invertidas.

Ferrita bainitica y/o bainita: 10 a 60% La ferrita bainitica y/o bainita es una estructura que tiene una dureza entre la ferrita suave y la martensita fresca y/o martensita atemperada dura. Para mejorar la formabilidad del reborde por estiramiento de la placa de acero de la presente invención, la estructura de la placa de acero contiene ésta, por fracción en volumen, en 10 a 60%.

Si la fracción en volumen es menor que 10%, no se puede obtener una suficiente formabilidad del reborde por estiramiento, de modo que el limite inferior se hace 10%. La fracción en volumen es preferiblemente 15% o más, más preferiblemente 20% o más, desde el punto de vista de mantener una buena formabilidad del reborde por estiramiento.

Por otra parte, si la fracción en volumen excede 60%, se vuelve difícil formar tanto la ferrita como la martensita atemperada en cantidades adecuadas y el balance de ductilidad y límite elástico se deteriora, de modo que el límite superior se hace 60%. La fracción en volumen es preferiblemente 55% o menos, más preferiblemente 50% o menos, desde el punto de vista de mantener un buen balance de ductilidad y límite elástico .

Martensita atemperada: 10 a 50% La martensita atemperada es una estructura que mejora en gran medida el limite elástico, de modo que la fracción en volumen se hace 10 a 50%. Si la fracción en volumen es menor que 10%, no se obtiene un suficiente limite elástico, de modo que el limite inferior se hace 10%. La fracción en volumen es preferiblemente 15% o más, más preferiblemente 20% o más desde el punto de vista de asegurar un suficiente limite elástico.

Por otra parte, si la fracción en volumen excede 50%, es difícil asegurar la ferrita y la austenita retenida que se requieren para la mejora de la ductilidad, de modo que el límite superior se hace 50%. La fracción en volumen es preferiblemente 45% o menos, más preferiblemente 40% o menos, desde el punto de vista de mejorar de manera suficiente la ductilidad .

Nótese que, la martensita atemperada que está contenida en la estructura de la placa de acero, de la placa de acero de la presente invención es preferiblemente martensita atemperada a baja temperatura. La martensita atemperada a baja temperatura tiene una densidad de dislocación, observada utilizando un microscopio electrónico de tipo transmisión, de 1014/m2 o más y se obtiene, por ejemplo, mediante el tratamiento térmico de baja temperatura de 150 a 400°C.

Por ejemplo, la martensita atemperada a alta temperatura que se obtiene mediante el tratamiento térmico de alta temperatura de 650°C o más tiene dislocaciones concentradas, de modo que la densidad de dislocación observada utilizando un microscopio electrónico de tipo transmisión es menor que 1014/m2.

Si la densidad de dislocación de la martensita atemperada es 1014/m2 o más, es posible obtener la placa de acero que tiene una resistencia mucho mejor. Por consiguiente, en la placa de acero de la presente invención, si la martensita atemperada de la estructura de la placa de acero es martensita atemperada a baja temperatura, es posible obtener una resistencia mucho mejor.

Austenita retenida: 2 a 25% La austenita retenida es una estructura que es efectiva para la mejora de la ductilidad. Si la fracción en volumen es menor que 2%, no se puede obtener una ductilidad suficiente, de modo que el limite inferior se hace 2% . La f acción en volumen es preferiblemente 5% o más, más preferiblemente 8% o más, desde el punto de vista de asegurar de manera confiable la ductilidad.

Por otra parte, para hacer la fracción en volumen por arriba de 25%, es necesario agregar una gran cantidad de elementos que estabilizan la austenita tales como C y Mn. Como resultado, la soldabilidad se deteriora notablemente, de modo que el limite superior se hace 25%. La fracción en volumen es preferiblemente 21% o menos, más preferiblemente 17%, desde el punto de vista de asegurar la soldabilidad.

Nótese que, hacer que la estructura de la placa de acero, de la placa de acero de la presente invención contenga austenita retenida es efectivo desde el punto de vista de la mejora de la ductilidad, pero cuando se mantiene una ductilidad suficiente, la austenita retenida no necesita estar presente .

Martensita fresca: 10% o menos La martensita fresca reduce el límite elástico y la formabilidad del reborde por estiramiento, de modo que se hace 10% o menos por fracción en volumen. Desde el punto de vista de incrementar el límite elástico, la fracción en volumen preferiblemente se hace 5% o menos, más preferiblemente 2% o menos .

Otras estructuras metálicas La estructura de la placa de acero, de la placa de acero de la presente invención también puede contener perlita y/o cementita gruesa u otras estructuras. Sin embargo, si la perlita y/o cementita gruesa se vuelve mayor, la ductilidad particularmente se deteriora, de modo que la fracción en volumen en total es preferiblemente 10% o menos, más preferiblemente 5% o menos.

La ferrita, perlita, martensita, bainita, austenita, y otras estructuras metálicas que forman la estructura de la placa de acero se pueden identificar, las posiciones de presencia se pueden confirmar, y la tasa de área se puede medir utilizando un reactivo Nital y el reactivo descrito en la Publicación de Patente Japonesa (A) No. 59-219473 para corroer la sección transversal en la dirección de laminación de la placa de acero o la sección transversal en la dirección perpendicular a la dirección de laminación y observando las estructuras mediante un microscopio óptico de 1000X y un microscopio electrónico de tipo transmisión o de tipo exploración de 1000 a 100000X.

Adicionalmente, las estructuras se pueden juzgar a partir del análisis de la orientación del cristal mediante el método EBSP utilizando un FE-SEM o la medición de la dureza de microregiones tal como la medición de la micro-dureza de Vicker .

La fracción en volumen de las estructuras que están contenidas en la estructura de la placa de acero, de la placa de acero de la presente invención se puede obtener, por ejemplo, por el método que se muestra debajo.

La fracción en volumen de la austenita retenida se encuentra mediante análisis de rayos X utilizando la superficie paralela a y en espesor de 1/4 desde la superficie de la placa de acero como la superficie observada, el cálculo del porcentaje de área de la austenita retenida, y el uso de éste como la fracción en volumen.

Las fracciones en volumen de la ferrita, ferrita bainitica, bainita, martensita atemperada, y martensita fresca se encuentran obteniendo una muestra utilizando como una superficie observada una sección transversal de espesor paralelo a la dirección de laminación de la placa de acero, puliendo la superficie observada, grabándola al aguafuerte mediante Nital, observando el rango de espesor de 1/8 a 3/8 a partir de 1/4 del espesor de la placa mediante un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) para medir los porcentajes de área, y utilizando éstos como las fracciones en volumen.

Nótese que, en la observación mediante un FE-SEM, por ejemplo, es posible clasificar las estructuras en una superficie observada de un cuadrado de lados de 30 µp? como sigue : La ferrita está comprendida de aglomeraciones de granos de cristal dentro de las cuales no están contenidos los carburos basados en hierro con ejes largos de 100 nm o más. Nótese que, la fracción en volumen de la ferrita es la suma de las fracciones en volumen de la ferrita que permanece en la temperatura de calentamiento máxima y la ferrita que recién se forma en la región de temperatura de transformación de la ferrita .

La medición directa de la fracción en volumen de la ferrita durante la producción es difícil, de modo que en la placa de acero de la presente invención, se corta una pieza pequeña de la placa de acero antes de hacerla correr a través de una línea de recocido continuo o una línea de galvanización en caliente por inmersión continua, la pieza de acero es recocida mediante la misma historia de calor que cuando se hace correr a través de una linea de recocido continuo o una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, se mide el cambio en el volumen de la ferrita en la pieza pequeña, y el valor calculado utilizando los resultados se utiliza como la fracción en volumen de la ferrita.

La ferrita bainitica es una colección de granos de cristal en forma de tablilla dentro de los cuales no está contenido carburo basado en hierro alguno con ejes largos de 20 nm o más.

La bainita es una colección de granos de cristal en forma de tablilla dentro de los cuales están contenidos los carburos basados en hierro con ejes largos de 20 nm o más. Adicionalmente, los carburos caen bajo una sola variante, es decir, el grupo de carburos basados en hierro estirados en la misma dirección. Aqui, "el grupo de carburos basados en hierro estirados en la misma dirección" significa los carburos con una diferencia de la dirección estirada del grupo de carburos basados en hierro dentro de 5o.

La martensita atemperada es una colección de granos de cristal en forma de tablilla dentro de los cuales están contenidos los carburos basados en hierro con ejes largos de 20 nm o más. Adicionalmente, los carburos caen bajo varias variantes, es decir, una pluralidad de grupos de carburos basados en hierro estirados en diferentes direcciones.

Nótese que, utilizando el FE-SEM para observar los carburos basados en hierro en forma de tablilla dentro de los granos de cristal e investigando la dirección de estiramiento, es posible diferenciar fácilmente la bainita y la martensita atemperada.

La martensita fresca y la austenita retenida no se corroen suficientemente mediante el grabado al aguafuerte con Nital, de modo que en la observación mediante el FE-SEM, es posible diferenciar claramente las estructuras anteriormente mencionadas (ferrita, ferrita bainitica, bainita, y martensita atemperada) . Por esta razón, la fracción en volumen de la martensita fresca se puede encontrar como la diferencia entre el porcentaje de área de las regiones no corroídas que se obtiene mediante el FE-SEM y el porcentaje de área de austenita retenida que se mide mediante rayos X.

La placa de acero de la presente invención se caracteriza por contener 4xl08 (partículas/mm3) o más carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en 0.1% o más.

En la placa de acero de la presente invención, haciendo que los carburos basados en hierro incluyan Si o Si y Al, se mejora la habilidad de atrapamiento de hidrógeno de los carburos basados en hierro y se obtiene una excelente resistencia a la fragilización por hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) .

Primero, se explicarán las razones del por qué los inventores tomaron nota de los carburos basados en hierro.

Para provocar la precipitación de los carburos de aleación basados en V, basados en Ti, basados en Nb, y basados en Mo, se requiere un tratamiento térmico de largo término, de modo que al producir la placa de acero en las lineas de producción de la lámina de acero tales como la linea de recocido continuo o la linea de galvanización en caliente por inmersión continua, no es posible provocar de manera suficiente la precipitación de los carburos de la aleación en la placa de acero. Para hacer que los carburos de la aleación precipiten de manera suficiente, es necesario un tratamiento térmico adicional.

Para provocar la precipitación de los carburos de aleación basados en V, basados en Ti, basados en Nb, y basados en Mo, la placa de acero que se hizo correr a través de una linea de recocido continuo o una linea de galvanización en caliente por inmersión continua se tiene que tratar mediante un largo periodo de tratamiento térmico adicional en una alta temperatura de aproximadamente 600°C en la cual la difusión de los elementos de aleación es fácil. Como resultado, no se puede evitar una caída en la resistencia de la placa de acero.

Con base en estos, los inventores tomaron nota de los carburos basados en hierro que precipitan en una baja temperatura en un corto tiempo. La placa de acero contiene una cantidad suficientemente grande de Fe, de modo que no es necesario hacer que los átomos de Fe se difundan por largas distancias para provocar que precipite la cementita u otros carburos basados en hierro. Por esta razón, los carburos basados en hierro pueden precipitar en un corto tiempo incluso en una baja temperatura de aproximadamente 300 °C.

Sin embargo, los carburos basados en hierro tales como la cementita tienen una pequeña habilidad de atrapamiento de hidrógeno y no contribuyen demasiado a la mejora de la resistencia a la fragilización por hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) . La razón es que ésta se relaciona intimamente con el mecanismo de atrapamiento de hidrógeno. Es decir, el hidrógeno se atrapa en la interfaz entre los precipitados y la fase de base, pero los carburos basados en hierro son compatibles con la fase de base y son difíciles de precipitar, de modo que se cree que la habilidad de atrapamiento de hidrógeno es pequeña.

Por consiguiente, los inventores estudiaron incrementar la compatibilidad de los carburos basados en hierro y la fase de base e impartir habilidad de atrapamiento de hidrógeno a los carburos basados en hierro. Como resultado, mientras que el mecanismo detallado es poco claro, se aprende que si se incluye "Si" o "Si y Al" en los carburos basados en hierro, se mejora en gran medida la resistencia a la fragilización por hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) .

Haciendo que los carburos basados en hierro contengan Si o Al, incrementa la compatibilidad de los carburos basados en hierro y la fase de base y se mejora la habilidad de atrapamiento de hidrógeno.

Sin embargo, Si y Al no forman soluciones sólidas en absoluto en la cementita y retardan en gran medida la precipitación de la cementita, de modo que es difícil provocar la precipitación de los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al".

Los inventores emprendieron estudios intensivos y descubrieron que si (a) se deforma la placa de acero que se enfrió a 250 °C o menos mediante combado-enderezamiento para introducir dislocaciones que forman sitios de nucleación de los carburos basados en hierro, (b) se re-alinean las dislocaciones que aparecen en la microestructura de la placa de acero para formar ubicaciones donde las dislocaciones están presentes en una alta densidad e introducir sitios de nucleación donde precipitan los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al", y posteriormente (c) se trata con calor la placa de acero en 150 a 400°C, es posible provocar que los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" precipiten en un tiempo extremadamente corto en grandes cantidades. Este punto es el descubrimiento que forma la base de la presente invención.

Los inventores se involucraron en el desarrollo adicional y obtuvieron los siguientes descubrimientos.

Enfriando el acero a la temperatura de inicio de transformación de la martensita (punto Ms) o menos y transformando parte de la austenita a la fase de martensita, las dislocaciones que forman los sitios de nucleación de los carburos basados en hierro se hacen formar en grandes cantidades en la fase de martensita y sus alrededores. Aún si se deforma tal placa de acero mediante combado-enderezamiento y posteriormente se trata con calor en 150 a 400°C, es posible hacer que los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" precipiten en grandes cantidades en un tiempo extremadamente corto. Este punto también es un descubrimiento que forma la base de la presente invención.

El Si es un elemento que retarda la precipitación de la cementita y otros carburos basados en hierro y no está contenido en absoluto en la cementita, de modo que el efecto de mejora de la resistencia a la fractura retardada mediante los carburos basados en hierro que contienen Si no se había descubierto antes.

De este modo, los inventores establecieron la técnica para provocar que los carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" precipiten en grandes cantidades en un tiempo extremadamente corto con buena compatibilidad con la fase de base en la estructura de la placa de acero.

Si el "Si" o "Si y Al" que está contenido en los carburos basados en hierro es menor que 0.1%, la habilidad de atrapamiento de hidrógeno se vuelve insuficiente, de modo que la cantidad de "Si" o "Si y Al" que está contenido en los carburos basados en hierro se vuelve 0.1% o más. La cantidad es preferiblemente 0.15% o más, más preferiblemente 0.20% o más.

En la placa de acero de la presente invención, para obtener una suficiente resistencia a la fragilización por hidrógeno, es necesario incluir 4xl08 (partículas/mm3) o más de los carburos basados en hierro. Si el número de carburos basados en hierro es menor que 4xl08 (partículas/mm3) , la resistencia a la fragilización por hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) se vuelve insuficiente, de modo que el número de carburos basados en hierro se hace 4xl08 (partículas/mm3) o más. El número es preferiblemente l.OxlO9 (partículas/mm3) o más, más preferiblemente 2.0xl09 (partículas/mm3) .

La densidad y composición de los carburos basados en hierro que están contenidos en la placa de acero de la presente invención se pueden medir mediante un microscopio electrónico de tipo transmisión (TEM) que se provee con un espectrómetro de rayos X de tipo dispersión de energía (EDX) o mediante un microscopio de iones en campo con sonda atómica 3D (AP-FIM) .

Nótese que, los carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al que están contenidos en la placa de acero de la presente invención tienen un tamaño de varios o varias decenas de nm o son considerablemente pequeños. Por esta razón, en el análisis de la composición mediante el TEM utilizando una película delgada, algunas veces no sólo los carburos basados en hierro, sino también el Si y Al en la fase de base se pueden medir simultáneamente.

En este caso, es preferible utilizar el AP-FIM para analizar la composición de los carburos basados en hierro. El AP-FIM puede medir cada átomo que forma un carburo basado en hierro, de modo que tiene una precisión extremadamente alta. Por esta razón, es posible utilizar el AP-FIM para medir de manera precisa la composición de los microprecipitados, es decir, los carburos basados en hierro, y la densidad de número de los carburos basados en hierro.

A continuación, se explicará la composición química de la placa de acero de la presente invención. Nótese que, debajo, "%" denota "% en masa".

C: 0.07 a 0.25 % El C es un elemento que incrementa la resistencia de la placa de acero. Si C es menor que 0.07%, es posible asegurar una resistencia a la tracción final de 900 MPa o superior, mientras que si está por arriba de 0.25%, la soldabilidad o la trabajabilidad se vuelve insuficiente, de modo que el contenido se hace 0.07 a 0.25%. C es preferiblemente 0.08 aa 0.24%, más preferiblemente 0.09 aa 0.23%.

Si: 0.45 a 2.50% Al: 0.005 a 2.5% Si y Al son elementos que son extremadamente importantes para formar soluciones sólidas en los carburos basados en hierro y mejorar la resistencia a la fragilización por hidrógeno (resistencia a la fractura retardada) . La resistencia a la fragilización por hidrógeno se mejora notablemente mediante los carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en 0.1% o más.

Si el Si es menor que 0.45%, la cantidad de Si en los carburos basados en hierro se reduce, el Si o Si y Al no se pueden incluir en 0.1% o más, y el efecto de mejora de la resistencia a la fractura retardada se vuelve insuficiente.

Nótese que, si se incluye Al, se obtiene un efecto similar que en el caso de incluir Si, pero si se puede obtener de manera suficiente el efecto anteriormente mencionado incluyendo sólo Si, no se necesita incluir el Al. Sin embargo, el Al actúa como un material desoxidante, se agrega 0.005% o más .

Por otra parte, si el Si excede 2.50% o el Al excede 2.5%, la soldabilidad o la trabajabilidad de la placa de acero se vuelve insuficiente, de modo que el limite superior del Si se hace 2.50% y el limite superior del Al se hace 2.5%.

El Si es preferiblemente 0.40 a 2.20%, más preferiblemente 0.50 a 2.00%. El Al es preferiblemente 0.005 a 2.0%, más preferiblemente 0.01 a 1.6%.

Mn: 1.5 a 3.20% El Mn es un elemento que actúa para incrementar la resistencia de la placa de acero. Si el Mn es menor que 1.5%, una gran cantidad de estructuras suaves se forman en el enfriamiento después del recocido y se vuelve difícil asegurar una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, de modo que el límite inferior se hace 1.5%.

Desde el punto de vista de asegurar de manera confiable una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, el límite inferior del Mn es preferiblemente 1.6%, más preferiblemente 1.7%.

Por otra parte, si el Mn es mayor que 3.20%, la fragilización ocurre debido a la segregación del Mn, la losa colada se agrieta, y fácilmente ocurre otro problema y, además, la soldabilidad se deteriora, de modo que el límite superior se hace 3.20%.

Desde el punto de vista de prevenir el agrietamiento de la losa, el límite superior del Mn es preferiblemente 3.00%, más preferiblemente 2.80% o menos, todavía más preferiblemente 2.60% o menos.

P: 0.001 a 0.03% El P es un elemento que se segrega en la parte central del espesor de la placa de acero y, adicionalmente, causa la fragilización de la zona de soldadura. Si P excede 0.03%, la fragilización de la zona de soldadura se vuelve notable, de modo que el límite superior se hace 0.03%. Para evitar de manera confiable la fragilización de la zona de soldadura, el contenido preferiblemente se hace 0.02% o menos.

Reducir el P a menos que 0.001% es económicamente desventajoso, de modo que el límite inferior se hace 0.001%.

S: 0.0001 a 0.01% El S es un elemento que tiene un efecto perjudicial sobre la soldabilidad y la capacidad de manufactura al momento de la colada y al momento de la laminación en caliente. Por esta razón, el límite superior se hizo 0.01%. Reducir el S a menos que 0.0001% es económicamente desventajoso, de modo que el límite inferior se hizo 0.0001%.

Nótese que, el S se enlaza con el Mn para formar MnS grueso y aminora la capacidad de combado, de modo que se tiene que reducir lo más posible.

N: 0.0001 a 0.0100% El N es un elemento que forma nitruros gruesos y degrada la capacidad de combado y la capacidad de expansión del agujero. Si N excede 0.0100%, la capacidad de combado y la capacidad de expansión del agujero se deterioran notablemente, de modo que el límite superior se hizo 0.0100%.

Nótese que, N se vuelve una causa de sopladuras al momento de soldar, de modo que es preferiblemente de contenido pequeño .

El límite inferior de N no se tiene que establecer de manera particular, pero si se reduce a menos que 0.0001%, el costo de fabricación incrementa en gran medida, de modo que 0.0001% es el limite inferior considerable. N es preferiblemente 0.0005% o más desde el punto de vista de los costos de producción.

O: 0.0001 a 0.0080% El O es un elemento que forma óxidos y causa deterioro de la capacidad de combado y de la capacidad de expansión del agujero. En particular, los óxidos a menudo están presentes como inclusiones. Si están presentes en las superficies extremas perforadas o superficies cortadas, se forman defectos en forma de muesca u hoyuelos gruesos en las superficies extremas .

Los defectos u hoyuelos se vuelven puntos de concentración de tensión y puntos de partida del agrietamiento al momento de combadura o trabajo fuerte, de modo que causan gran deterioro de la capacidad de expansión del agujero o de la capacidad de combado.

Si O excede 0.0080%, la tendencia anteriormente mencionada se vuelve notable, de modo que el limite superior se hizo 0.0080%. El Límite superior preferible es 0.0070%.

Por otra parte, la reducción de O a menos que 0.0001% llama costos excesivamente más altos y no es preferible económicamente, de modo que el límite inferior se hizo 0.0001%. El límite inferior del O es preferiblemente 0.0005%.

Sin embargo, aun si se reduce el 0 a menos que 0.0001%, es posible asegurar una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más y una excelente resistencia a la fractura retardada.

En la placa de acero de la presente invención, los siguientes elementos están contenidos según sea necesario.

Ti : 0.005 a 0.09% El Ti es un elemento que contribuye a incrementar la resistencia de la placa de acero mediante el fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento por la reducción del tamaño de grano mediante la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento por dislocación a través de la supresión de la recristalización. Adicionalmente, el Ti es un elemento que suprime la formación de nitruros mediante B.

El B es un elemento que contribuye al control estructural al momento de la laminación en caliente y al control estructural y a una resistencia más alta en la instalación de recocido continuo o en la instalación de galvanización en caliente por inmersión continua, pero si B forma un nitruro, no se puede obtener este efecto, de modo que Ti se agrega para suprimir la formación de nitruros mediante B.

Sin embargo, si Ti excede 0.09%, la precipitación de los carbonitruros se vuelve mayor y la capacidad de conformación se vuelve inferior, de modo que el limite superior se hace 0.09%. Por otra parte, si Ti es menor que 0.005%, no se obtiene de manera suficiente el efecto de la adición de Ti, de modo que el limite inferior se hizo 0.005%.

Ti es preferiblemente 0.010 a 0.08%, más particularmente 0.015 a 0.07%.

Nb: 0.005 a 0.09% El Nb, de manera similar al Ti, es un elemento que contribuye a incrementar la resistencia de la placa de acero mediante el fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento por la reducción del tamaño de grano mediante la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento por dislocación a través de la supresión de la recristalización.

Sin embargo, si Nb excede 0.09%, la precipitación de los carbonitruros se vuelve mayor y la capacidad de conformación se vuelve inferior, de modo que el limite superior se hace 0.09%. Por otra parte, si Nb es menor que 0.005%, no se obtiene de manera suficiente el efecto de la adición de Nb, de modo que el limite inferior se hizo 0.005%.

El Nb es preferiblemente 0.010 a 0.08%, más preferiblemente 0.015 a 0.07%.

La placa de acero de la presente invención puede contener uno o más de B: 0.0001 a 0.01%, Ni: 0.01 a 2.0%, Cu: 0.01 a 2.0%, y o: 0.01 a 0.8%.

B: 0.0001 a 0.01% El B es un elemento que retarda la transformación de la austenita a ferrita para contribuir a la resistencia incrementada de la placa de acero. Adicionalmente, el B es un elemento que retarda la transformación de austenita a ferrita al momento de la laminación en caliente a fin de hacer la estructura de la placa laminada en caliente una estructura de fase única de bainita e incrementar la uniformidad de la placa laminada en caliente y contribuir a la mejora de la capacidad de combado.

Si B es menor que 0.0001%, no se obtiene de manera suficiente el efecto de la adición de B, de modo que el limite inferior se hace 0.0001%. Por otra parte, si B excede 0.01%, no sólo el efecto de la adición se vuelve saturado, sino también cae la capacidad de manufactura al momento de la laminación en caliente, de modo que el limite superior se hace 0.01%.

El B es preferiblemente 0.0003 a 0.007%, más preferiblemente 0.0005 a 0.0050%.

Cr: 0.01 a 2.0% Ni: 0.01 a 2.0% Cu: 0.01 a 2.0% Mo: 0.01 a 0.8% Cr, Ni, Cu, y Mo son elementos que contribuyen a la mejora de la resistencia de la placa de acero y se pueden utilizar en lugar de parte del Mn. En la placa de acero de la presente invención, es preferible agregar uno o más de Cr, Ni, Cu, y Mo en cantidades respectivas de 0.01% o más.

Si las cantidades de los elementos exceden los limites superiores de los elementos, se deteriora la habilidad de decapado, la soldabilidad, la trabajabilidad en caliente, etcétera, de modo que los limites superiores de Cr, Ni, y Cu se hacen 2.0% y el limite superior de Mo se hace 0.8%.

V: 0.005 a 0.09% El V, de modo similar al Ti y Nb, es un elemento que contribuye a incrementar la resistencia de la placa de acero mediante el fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento por la reducción del tamaño de grano mediante la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento por dislocación a través de la supresión de la recristalización. Adicionalmente, el V es un elemento que también contribuye a la mejora de las características de fractura retardada.

Por esta razón, al producir la placa de acero con una resistencia a la tracción final de por arriba de 900 MPa, es preferible agregar V.

Sin embargo, si V excede 0.09%, precipita una mayor cantidad de carbonitruros y se deteriora la capacidad de conformación. Adicionalmente, si V es grande, al hacer correr la placa de acero a través de una línea de recocido continuo o una instalación de galvanización en caliente por inmersión continua, se retarda en gran medida la recristalización de la ferrita. Después del recocido, permanece ferrita no recristalizada y causa una gran caída en la ductilidad. Por esta razón, el límite superior de V se hace 0.09%.

Por otra parte, si V es menor que 0.005%, el efecto de la adición de V se vuelve insuficiente, de modo que el límite inferior se hace 0.005%. El V es preferiblemente 0.010 a 0.08%, más preferiblemente 0.015 a 0.07%.

La placa de acero de la presente invención puede adicionalmente incluir uno o más de Ca, Ce, g, y REM en un total de 0.0001 a 0.5%.

El Ca, Ce, Mg, y REM son elementos que contribuyen a la mejora de la resistencia o a la mejora de la calidad. Si el total del uno o más de Ca, Ce, Mg, y REM es menor que 0.0001%, no se puede obtener un efecto suficiente de la adición, de modo que el límite inferior del total se hace 0.0001%.

Si el total del uno o más de Ca, Ce, Mg, y REM es por arriba de 0.5%, se deteriora la ductilidad y la capacidad de conformación se vuelve pobre, de modo que el límite superior se hace 0.5%. Nótese que, "REM" es una abreviación para "metal de tierras raras" e indica un elemento que pertenece a los lantanoides .

En la placa de acero de la presente invención, el REM o Ce a menudo se agrega por un metal de mezcla. Adicionalmente, algunas veces se incluyen en combinación elementos de los lantanoides aparte de La o Ce.

Aun si la placa de acero de la presente invención contiene elementos de los lantanoides aparte de La o Ce como impurezas, se obtiene el efecto ventajoso de la presente invención. Adicionalmente, aun al contener el metal La o Ce, se obtiene el efecto ventajoso de la presente invención.

La placa de acero de la presente invención incluye la placa de acero que tiene una capa galvanizada o una capa galvanorrecocida en su superficie. Formando una capa galvanizada en la superficie de la placa de acero, se puede asegurar una excelente resistencia a la corrosión.

Adicionalmente, formando una capa galvanorrecocida en la superficie de la placa de acero, se puede asegurar una excelente resistencia a la corrosión y una excelente adhesión de la pintura.

A continuación, se explicará el método de producción de la placa de acero de la presente invención (a partir de ahora en ocasiones referido como "el método de producción de la presente invención") .

Para producir la placa de acero de la presente invención, primero, se cuela una losa que tiene la composición química anteriormente mencionada. Como la losa a ser utiliza para la laminación en caliente, se puede utilizar una losa colada de manera continua o una losa que se produce mediante una máquina de colada de losa delgada, etcétera. El método de producción de la placa de acero de la presente invención es compatible con un proceso tal como la colada continúa-laminación directa (CC-DR) donde el acero se cuela y posteriormente inmediatamente se lamina en caliente.

La temperatura de calentamiento de la losa se hace 1050 °C o más. Si la temperatura de calentamiento de la losa es excesivamente baja, la temperatura de laminación final cae debajo del punto Ar3 y resulta la laminación de doble fase de ferrita y austenita. La estructura de la placa laminada en caliente se vuelve una estructura de grano mezclado no uniforme.

Si la estructura de la placa de acero laminada en caliente es una estructura de grano mezclado no uniforme, la estructura no uniforme no se elimina incluso después de la laminación en frío y el recocido y la placa de acero se vuelve inferior en ductilidad y capacidad de combado.

La placa de acero de la presente invención tiene una gran cantidad de elementos de aleación agregados a ésta a fin de asegurar una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más después del recocido, de modo que¦ la resistencia al momento de la laminación final también tiende a volverse superior.

La reducción de la temperatura de calentamiento de la losa llama una caída en la temperatura de laminación final, llama un incremento adicional en la carga de laminación, y es difícil de laminar o llama defectos de la forma de la placa de acero después de la laminación, de modo que la temperatura de calentamiento de la losa se hace 1050°C o más.

El limite superior de la temperatura de calentamiento de la losa no se tiene que establecer de manera particular, pero incrementar excesivamente la temperatura de calentamiento de la losa no es económicamente preferible, de modo que el limite superior de la temperatura de calentamiento de la losa preferiblemente se hace menor que 1300°C.

Nótese que, la temperatura Ar3 se calcula mediante la siguiente fórmula: Ar3=901-325xC+33xSi-92x (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2 ) En la fórmula anteriormente mencionada, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, y Mo son el contenido (% en masa) de los elementos respectivos.

El limite superior de la temperatura de laminación final no se tiene que establecer de manera particular, pero si se hace la temperatura de laminación final excesivamente alta, la temperatura de calentamiento de la losa se tiene que hacer excesivamente alta a fin de asegurar esta temperatura, de modo que el limite superior de la temperatura de laminación final es preferiblemente 1000°C.

La temperatura de enrollamiento es 400 a 670°C. Si la temperatura de enrollamiento es por arriba de 670°C, la estructura de la placa laminada en caliente se forma con perlita o ferrita gruesa, la irregularidad de la estructura recocida se vuelve mayor, y el producto final se deteriora en capacidad de combado, de modo que el limite superior se hace 670°C.

El enfriamiento en una temperatura que exceda 670°C causa que el espesor de los óxidos que se forman en la superficie de la placa de acero incremente excesivamente y degrada la habilidad de decapado, de modo que esto no es preferido. La temperatura de enrollamiento es preferiblemente 530 °C o menos desde el punto de vista de hacer la estructura después del recocido más fina, incrementar el balance de resistencia-ductilidad, y, adicionalmente, mejorar la capacidad de combado mediante la dispersión uniforme de la fase secundaria.

Si la temperatura de enrollamiento es menor que 400°C, la resistencia de la placa laminada en caliente incrementa abruptamente y la fractura de la placa o los defectos en la forma al momento de la laminación en frío se inducen fácilmente, de modo que el limite inferior de la temperatura de enrollamiento se hace 400°C.

Nótese que también es posible unir las placas laminadas gruesas al momento de la laminación en caliente para la laminación continua final. Adicionalmente, las placas laminadas gruesas también se pueden enrollar una vez.

La placa de acero laminada en caliente asi producida es decapada. El decapado remueve los óxidos de la superficie de la placa de acero, de modo que es importante para la habilidad de conversión química de la placa de acero de alta resistencia laminada en frío del producto final o la mejora de la capacidad de enchapado en caliente por inmersión de la placa de acero laminada en frió para la placa de acero galvanizada en caliente por inmersión o galvanorrecocida en caliente por inmersión. El decapado se puede realizar en un tiempo o se puede realizar dividido en varios tratamientos.

La placa de acero laminada en caliente decapada se lamina en frió mediante un estirado de 40 a 70%, posteriormente se suministra a una linea de recocido continuo o a una linea de galvanización en caliente por inmersión continua. Si el estirado es menor que 40%, se vuelve difícil mantener la forma de la placa de acero plana y, adicionalmente, se deteriora la ductilidad del producto final, de modo que el límite inferior del estirado se hace 40%.

Si el estirado excede 70%, la carga de laminación se vuelve muy grande y la laminación en frío se vuelve difícil, de modo que el límite inferior del estirado se hace 70%. El estirado es preferiblemente 45 a 65%. Nótese que, incluso si no se prescribe particularmente el número de pasos de laminación y el estirado para cada paso, se obtiene el efecto ventajoso de la presente invención, de modo que no se tiene que prescribir el número de pasos de laminación y el estirado para cada paso.

Después de esto, la placa de acero laminada en frío se hace correr a través de una línea de recocido continuo para producir una placa de acero laminada en frió de alta resistencia. En este momento, esto se realiza mediante la primera condición que se muestra debajo: Primeras Condiciones Al hacer correr una placa de acero laminada en frió a través de una linea de recocido continuo, la placa de acero laminada en frió es recocida en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900 °C, posteriormente se enfria mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg hasta 250°C o menos, posteriormente se deforma mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente se trata con calor en la región de temperatura de 150 a 400 °C durante 5 segundos o más.

En el método de producción de la presente invención, la placa de acero laminada en frió de alta resistencia que se obtiene haciendo correr el acero a través de la linea de recocido continuo bajo las primeras condiciones se puede electrogalvanizar y hacer una placa de acero galvanizada de alta resistencia.

Adicionalmente, en el método de producción de la presente invención, la placa de acero laminada en frió anteriormente mencionada se puede hacer correr a través de la linea de galvanización en caliente por inmersión continua para producir la placa de acero galvanizada de alta resistencia. En este caso, el método de producción de la presente invención se realiza bajo las segundas condiciones o las terceras condiciones que se muestran debajo.

Segundas Condiciones Al hacer correr una placa de acero laminada en frío a través de una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, la placa de acero laminada en frió es recocida mediante una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente se enfria mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, posteriormente se sumerge en un baño de galvanización, se enfria hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/seg o más, posteriormente se trata con calor en una región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más.

Con este método de producción, es posible obtener la placa de acero galvanizada de alta resistencia que se forma con una capa galvanizada sobre la superficie de la placa de acero y que es excelente en resistencia a la fractura retardada .

Terceras Condiciones Al hacer correr una placa de acero laminada en frió a través de una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, en la misma manera que las segundas condiciones, la placa se sumerge en un baño de galvanización, posteriormente es aleada en una región de temperatura de 460 a 600°C, posteriormente se enfria hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/seg o más.

Si se realiza tal tratamiento de aleación, es posible obtener la placa de acero galvanizada de alta resistencia que se forma con una aleación Zn-Fe con la cual la capa galvanizada es aleada sobre la superficie de la placa de acero y por consiguiente tiene una capa galvanizada o de aleación.

En el método de producción de la presente invención, la razón para hacer la temperatura de calentamiento máxima 760 a 900°C al laminar la placa de acero laminada en frió a través de una linea de recocido continuo o una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, es hacer que se funda la cementita que precipita en la placa laminada en caliente o la cementita que precipita durante el calentamiento en la linea de recocido continuo o la linea de galvanización en caliente por inmersión continua y asegurar una suficiente fracción en volumen de austenita.

Si la temperatura de calentamiento máxima es menor que 760°C, se requiere un largo tiempo para fundir la cementita y la productividad cae, la cementita permanece sin fundirse, la fracción en volumen de la martensita después del enfriamiento cae, y ya no se puede asegurar una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más.

Nótese que, incluso si la temperatura de calentamiento máxima excede 900°C, no hay problema en absoluto en la calidad, pero lo económico es pobre, de modo que esto no es preferido .

El tiempo de residencia al momento del recocido y el calentamiento se puede determinar apropiadamente de conformidad con la temperatura de calentamiento máxima, de modo que no se tiene que limitar de manera particular, pero se prefieren 40 a 540 segundos.

En el método de producción de la presente invención, al hacer correr la placa de acero laminada en frió a través de una linea de recocido continuo, después del recocido, la placa se tiene que enfriar hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg.

Si la tasa de enfriamiento promedio es menor que l°C/seg, no es posible suprimir la formación de una estructura de perlita excesiva mediante un proceso de enfriamiento y no es posible asegurar una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más.

Incluso si se incrementa excesivamente la tasa de enfriamiento promedio, no ocurre problema alguno en absoluto en la calidad, pero se vuelve requerida una inversión de capital excesiva, de modo que la tasa de enfriamiento promedio es preferiblemente 1000°C/seg o menos.

La razón para hacer la temperatura final de enfriamiento 250 °C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg es promover la precipitación de los carburos basados en hierro.

Si la temperatura final de enfriamiento excede 250°C, incluso si se deforma la placa mediante rodillos por combado-enderezamiento después del final del enfriamiento, las dislocaciones que se introdujeron mediante la deformación por combado-enderezamiento terminan siendo invertidas y por consiguiente se vuelve difícil promover la precipitación de los carburos basados en hierro.

Incluso si no se establece particularmente el límite inferior de la temperatura final de enfriamiento, se obtiene el efecto ventajoso de la presente invención, pero es difícil hacer que la temperatura final de enfriamiento sea la temperatura ambiente o menos, de modo que la temperatura ambiente es el límite inferior considerable.

En el método de producción de la presente invención, la placa de acero que se enfría mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg hasta 250°C o menos se deforma mediante rodillos de un radio de 800 mm mediante combado-enderezamiento. Esto es para introducir dislocaciones en la placa de acero y promover la precipitación de los carburos basados en hierro que contienen Si o Al.

Si el radio de los rodillos está por arriba de 800 mm, es difícil introducir dislocaciones de manera eficiente en la estructura de la placa de acero mediante la deformación por combado-enderezamiento, de modo que el radio de los rodillos se hace 800 mm o menos.

Mediante la deformación de la placa de acero por combado-enderezamiento, se promueve la precipitación de los carburos basados en hierro debido a que la preocupación sobre la reducción del espesor es pequeña.

Al utilizar rodillos de un radio de 800 mm para deformar la placa de acero laminada en frió mediante combado-enderezamiento, si se realiza esto en 250°C o menos, es posible introducir eficientemente las dislocaciones.

Nótese que, en el método de producción de la presente invención, se produce la placa de acero con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, de modo que es difícil la deformación plástica mediante deformación por tracción. Adicionalmente, con la deformación por tracción, existe una preocupación sobre la fractura de la placa debido a la estricción, etcétera, de modo que es preferible la deformación mediante combado-enderezamiento.

En el método de producción de la presente invención, la placa de acero laminada en frío se deforma por rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente se trata con calor en la región de temperatura de 150 a 400 °C durante 5 segundos o más. Esto causa que los carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al precipiten en grandes cantidades.

En el método de producción de la presente invención, al hacer correr la placa de acero laminada en frío a través de una instalación de galvanización en caliente por inmersión continua, en la misma manera que se hace correr a través de una linea de recocido continuo, la placa de acero laminada en frió es recocida en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente se enfria mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000 °C/segundo, posteriormente se sumerge en un baño de galvanización en caliente por inmersión, posteriormente se enfria hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/seg o más.

Debido a este método, es posible obtener la placa de acero chapada en caliente por inmersión. Nótese que, la temperatura del baño de galvanización es preferiblemente 440 a 480°C.

En el método de producción de la presente invención, al hacer correr la placa de acero laminada en frió a través de una instalación de galvanización en caliente por inmersión continua, la placa se puede sumergir en un baño de galvanización, posteriormente se puede alear en una región de temperatura de 460 a 600°C, posteriormente se enfria hasta 250 °C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/seg o más.

Mediante este método, es posible obtener la placa de acero galvanizada de alta resistencia que tiene una capa galvanizada aleada con la superficie de la placa de acero. Haciendo la placa de acero una placa de acero galvanizada en caliente por inmersión o una placa de acero galvanorrecocida, es posible incrementar la propiedad a prueba de herrumbre de la placa de acero.

En la modalidad de la presente invención, como se explica anteriormente, la atmósfera en el horno de recocido de la linea de recocido continuo o la linea de galvanización en caliente por inmersión continua al momento de la producción de la placa de acero laminada en frío de alta resistencia o la placa de acero galvanizada de alta resistencia se hace una atmósfera que contiene H2 en 1 a 60% en volumen y que tiene un balance de N2, H20, 02, e impurezas inevitables.

Adicionalmente, el logaritmo log (PH2O/PH2) de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno en la atmósfera anteriormente mencionada preferiblemente se hace -3<log(PH2o/PH2)=-0.5 Si la atmósfera en el horno de recocido se hace la atmósfera anteriormente mencionada, antes de que el Si, Mn, y Al que están contenidos en la placa de acero se difundan en la superficie de la placa de acero, el O que se difunde dentro de la placa de acero y el Si, Mn, y Al dentro de la placa de acero reaccionan por medio de lo cual se forman óxidos dentro de la placa de acero y estos óxidos se restringen de formarse en la superficie de la placa de acero.

Por consiguiente, haciendo la atmósfera en el horno de recocido la atmósfera anteriormente mencionada, es posible suprimir la ocurrencia de no enchapado debido a la formación de óxidos en la superficie de la placa de acero, es posible promover una reacción de aleación, y es posible prevenir el deterioro de la habilidad de conversión química debido a la formación de óxidos.

Nótese que, la proporción de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno en la atmósfera en el horno de recocido se puede ajustar mediante el método de soplar vapor dentro del horno de recocido. De este modo, el método de ajustar la proporción de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno en la atmósfera en el horno de recocido es simple y preferible.

En la atmósfera en el horno de recocido, si la concentración de H2 excede 60% en volumen, se llaman costos más altos, de modo que esto no es preferido. Si la concentración de H2 se vuelve menor que 1% en volumen, el Fe que está contenido en la placa de acero se oxida y la soldabilidad o la adhesión del enchapado de la placa de acero es propensa a volverse insuficiente.

Al hacer el logaritmo log ( PH2O/PH2) de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno en la atmósfera en el horno de recocido -3=log(PH2o/PH2)=-0.5 se puede asegurar una suficiente capacidad de enchapado incluso con acero que contiene una gran cantidad de Si.

La razón para hacer -3 el límite inferior del logaritmo log (PH2O/PH2) de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno es que, si es menor que -3, la proporción de formación de óxidos de Si (u óxidos de Si y óxidos de Al) en la superficie de la placa de acero se vuelve mayor y cae la soldabilidad o la adhesión del enchapado.

La razón para hacer -0.5 el límite superior del logaritmo log (PH2O/PH2) de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno es que incluso si PH2O/PH2 se prescribe como estando por arriba de -0.5, se satura el efecto.

A distinción de esto, por ejemplo, no haciendo la atmósfera dentro del horno de recocido la atmósfera anteriormente mencionada y haciendo correr la placa de acero laminada en frío a través de una línea de recocido continuo o una línea de galvanización en caliente por inmersión continua, ocurre el problema que se muestra debajo.

En el método de producción de la presente invención, para incrementar la tasa de volumen de ferrita y asegurar la ductilidad, se utiliza una losa que contiene Si (o Si y Al) e incluye Mn que incrementa la resistencia de la placa de acero.

El Si, Mn, y Al son elementos que se oxidan extremadamente fácilmente en comparación con el Fe, de modo que incluso en una atmósfera de reducción del Fe, la superficie de placa de acero que contiene Si (o Si y Al) y Mn se forma con óxidos de Si (u óxidos de Si y óxidos de Al) y óxidos de Mn.

Los óxidos que contienen Si, Mn, o Al aisladamente y/o los óxidos que contienen Si, Mn, y Al de manera compuesta que están presentes en la superficie de placa de acero se vuelven la causa de deterioro de la habilidad de conversión química de la placa de acero.

Adicionalmente, estos óxidos son pobres en soldabilidad con cinc y otros metales fundidos, de modo que se vuelven causas de no enchapado que ocurren en la superficie de la placa de acero que contiene Si (o Si y Al) .

Además, el Si y Al algunas veces causan problemas tales como el retraso de la aleación al producir la placa de acero galvanizada que ha sido aleada.

A distinción de esto, si se hace la atmósfera dentro del horno de recocido la atmósfera anteriormente mencionada, a la vez que una atmósfera de reducción del Fe, el Si, Mn, y Al se oxidan fácilmente, como se explica anteriormente, se forman óxidos de Si, Mn, y Al dentro de la placa de acero y se suprime la formación de óxidos en la superficie de la placa de acero.

En el método de producción de la presente invención, se cuela una losa que tiene una composición química predeterminada, la placa de acero laminada en frío es recocida en una temperatura predeterminada y se enfría hasta 250 °C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio predeterminada, posteriormente la placa se deforma mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos por combado-enderezamiento y posteriormente se trata con calor en una región de temperatura de 150 a 400 °C durante 5 segundos o más, de modo que es posible hacer que 4xl08 (partículas/mm3) o más carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" precipiten en 0.1% o más. Como resultado, es posible producir la placa de acero de alta resistencia que tiene una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más y que tiene una excelente capacidad de conformación y resistencia a la fragilización por hidrógeno.

En el método de producción de la presente invención, al producir la placa de acero laminada en frío de alta resistencia o la placa de acero galvanizada de alta resistencia, la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno se ajustan para controlar la atmósfera dentro del horno de recocido, pero se puede utilizar el método de controlar las presiones parciales de dióxido de carbono y monóxido de carbono o el método de soplar directamente oxígeno dentro del horno, para controlar la atmósfera dentro del horno de recocido.

En este caso también, en la misma manera que el ajuste de la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno para controlar la atmósfera dentro del horno de recocido, es posible causar la precipitación de los óxidos que contienen Si, Mn, o Al aisladamente y/o los óxidos que contienen Si, Mn, y Al de manera compuesta dentro de la placa de acero cerca de la capa superficial y es posible obtener efectos similares a los efectos explicados anteriormente.

En el método de producción de la presente invención, al producir la placa de acero galvanizada de alta resistencia, para mejorar la adhesión del enchapado, también es posible enchapar la placa de acero antes del recocido con uno o más elementos seleccionados de Ni, Cu, Co, y Fe.

Adicionalmente, en el método de producción de la presente invención, al producir el enchapado del acero galvanizado de alta resistencia, como el método de recocido para inmersión en un baño de galvanización, se puede emplear cualquiera de los siguientes métodos. (a) El método de Sendimir de "desengrasado, decapado, posteriormente calentamiento en una atmósfera no oxidante, recocido por una atmósfera reductora que contiene H2 y N2, posteriormente enfriamiento a cerca de la temperatura del baño de galvanización e inmersión en un baño de galvanización". (b) El método de horno de reducción total de "ajusfar la atmósfera en el momento del recocido para hacer que primero se oxide la superficie de la placa de acero, posteriormente utilizar la reducción para limpiar la superficie de la placa de acero antes del enchapado, posteriormente sumergir en un baño de galvanización" (c) El método de fundente de "desengrasar y decapar la placa de acero, posteriormente utilizar cloruro de amonio, etcétera, para el tratamiento de fundente, posteriormente sumergir en un baño de galvanización" En el método de producción de la presente invención, al hacer correr la placa de acero laminada en frió a través de una linea de recocido continuo (o linea de galvanización en caliente por inmersión continua) para producir la placa de acero laminada en frío de alta resistencia (o placa de acero galvanizada de alta resistencia) , es posible hacer la temperatura final de enfriamiento en una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg el punto Ms al punto Ms -100°C.

Mediante este método, es posible producir la placa de acero de alta resistencia que tiene carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en 0.1% o más y que tiene una estructura de la placa de acero que tiene, por fracción en volumen, ferrita: 10 a 50%, ferrita bainitica y/o bainita: 10 a 60%, martensita atemperada: 10 a 50%, martensita fresca: 10% o menos, y austenita preferiblemente retenida: 2 a 25%.

Nótese que, el punto Ms se calcula por la siguiente fórmula : Punto Ms [°C] = 561-474C/ (1-VF) -33Mn-17Cr-17Ni-5Si+l 9A1 En la fórmula anterior, VF indica la fracción en volumen de ferrita, mientras que C, Mn, Cr, Ni, Si, y Al son las cantidades de adición de estos elementos [% en masa] .

Nótese que, durante la producción de la placa de acero, es difícil medir directamente la fracción en volumen de la ferrita, de modo que al determinar el punto Ms, se corta una pequeña pieza de la placa de acero laminada en frío antes de hacerla correr a través de la línea de recocido continuo, la pieza pequeña es recocida por la misma historia de temperatura que en el caso de hacer correr la pieza pequeña a través de la línea de recocido continuo, se mide el volumen de ferrita de la pieza pequeña, y el resultado se utiliza para calcular un valor que posteriormente se hace la fracción en volumen VF de la ferrita.

En el método de producción anteriormente mencionado, la placa " de acero laminada en frío obtenida es recocida por una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900 °C. Debido a este recocido, se puede asegurar una fracción en volumen suficiente de austenita.

Si la temperatura de calentamiento máxima es menor que 760°C, la cantidad de austenita se vuelve insuficiente y es posible asegurar una suficiente cantidad de estructuras duras mediante la transformación de fase durante el enfriamiento después de ésta. En este punto, la temperatura de calentamiento máxima se hace 760°C o más.

Si la temperatura de calentamiento máxima excede 900 °C, el tamaño de partícula de la austenita se vuelve grueso y la transformación se vuelve más difícil durante el enfriamiento.

En particular, es difícil obtener de manera suficiente una estructura de ferrita suave.

La placa de acero laminada en frío es recocida en la temperatura de calentamiento máxima, posteriormente se enfría mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg hasta el punto Ms al punto Ms -100°C (temperatura final de enfriamiento) (al hacerla correr a través de la línea de galvanización en caliente por inmersión continua, la placa se enfría mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, posteriormente se sumerge en un baño de galvanización y se enfría mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/seg o más hasta el punto Ms al punto Ms -100°C) .

Si la tasa de enfriamiento promedio es menor que l°C/seg, la transformación de la ferrita procede excesivamente, la austenita no transformada se reduce, y no se pueden obtener suficientes estructuras duras. Si la tasa de enfriamiento promedio excede 1000°C/seg, no es posible generar de manera suficiente estructuras de ferrita suave.

Si la temperatura final de enfriamiento es el punto Ms al punto Ms -100°C, es posible acelerar la transformación de martensita de la austenita no transformada. Si la temperatura final de enfriamiento es por arriba del punto Ms, no se forma la martensita.

Si la temperatura final de enfriamiento es menor que el punto Ms -100°C, la mayor parte de la austenita no transformada se convierte en martensita y no se puede obtener una cantidad suficiente de bainita. Para dejar detrás una cantidad suficiente de austenita no transformada, la temperatura final de enfriamiento es preferiblemente el punto Ms -80°C o más, más preferiblemente el punto Ms -60°C o más.

La placa de acero se enfria hasta el punto Ms al punto Ms -100°C, la placa se deforma mediante combado-enderezamiento, posteriormente se realiza el tratamiento térmico en 150 a 400 °C en la región de temperatura durante 5 segundos o más. Debido a este tratamiento térmico, es posible obtener una estructura de placa de acero que contiene carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en un total de 0.1% o más y martensita de baja temperatura con una densidad de dislocación de 1014/m2 o más.

E emplos A continuación, se explicarán los ejemplos de la presente invención, pero las condiciones bajo los ejemplos son una ilustración de las condiciones empleadas para confirmar la trabajabilidad y los efectos de la presente invención. La presente invención no se limita a esta ilustración de condiciones. La presente invención puede emplear diversas condiciones en tanto se logre el objeto de la presente invención sin desviarse de la esencia de la presente invención.

(Ejemplo 1) Se colaron losas de las composiciones químicas de A a Y que se muestran en la Tabla 1 y en la Tabla 2, posteriormente, inmediatamente después de la colada, se laminaron en caliente bajo las condiciones que se muestran en la Tabla 3 y en la Tabla 4 (temperatura de calentamiento de la losa y temperatura final de la laminación en caliente) . Después, las placas de acero laminadas en caliente se enrollaron en las temperaturas de enrollamiento que se muestran en la Tabla 3 y en la Tabla 4. Después de esto, las placas de acero laminadas en caliente se decaparon y se laminaron en frío mediante los estirados que se muestran en la Tabla 3 y en la Tabla 4 a fin de obtener placas de acero laminadas en frío de 1.6 mm de espesor (en la Tabla 3 y en la Tabla 4, véanse los Ejemplos Experimentales 1 a 56) .

Tabla 1 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención Tabla 2 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención Tabla 3 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención *1 CR: placa de acero laminada en frío, EG: placa de acero electrogalvanizada, Gl: placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, GA: placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión Tabla 4 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención CR: placa de acero laminada en frío, EG: placa de acero electrogalvanizada, Gl: placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, GA: placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión Las placas de acero laminadas en frío de los Ejemplos Experimentales 1 a 56 que se muestran en la Tabla 3 y en la Tabla 4 se hicieron correr a través de una linea de recocido continuo o una linea de galvanización en caliente por inmersión continua para producir las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 1 a 56 que se muestran en la Tabla 3 a la Tabla 8 (placa de acero laminada en frío (CR) , placas de acero electrogalvanizadas (EG) , placas de acero galvanizadas en caliente por inmersión (GI), y placas de acero galvanorrecocidas en caliente por inmersión (GA) ) .

Al hacer correr las placas de acero laminadas en frió a través de la linea de recocido continuo, se recocieron mediante las temperaturas de calentamiento máximas que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, posteriormente se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6 hasta las temperaturas finales de enfriamiento que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, posteriormente se deformaron mediante rodillos de radios que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6 por combado-enderezamiento, posteriormente se trataron con calor mediante las temperaturas y tiempos de tratamiento térmico que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6.

Tabla 5 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención CR: placa de acero laminada en frío, EG: placa de acero electrogalvanizada, Gl: placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, GA: placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión *2 Etapas no realizadas Tabla 6 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención ? CR: placa de acero laminada en frío, EG: placa de acero electrogalvanizada, Gl: placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, GA: placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión Tabla 7 Los subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención CR: placa de acero laminada en frío, EG: placa de acero electrogalvanizada, Gl: placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, GA: placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión *3 Estructuras respectivas no presentes, de modo que no son medibles Tabla 8 os subrayados muestran fuera del alcance de la presente invención ? CR: placa de acero laminada en frío, EG: placa de acero electrogalvanizada, Gl placa de acero galvanizada en caliente por inmersión, GA: placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión *3 Estructuras respectivas no presentes, de modo que no son medibles Después del tratamiento térmico, parte de los ejemplos experimentales que se hicieron correr a través de la linea de recocido continuo se electrogalvanizaron para producir placas de acero electrogalvanizadas (EG) mediante los siguientes métodos.

Las placas de acero que se hicieron correr a través de la linea de recocido continuo se pre-trataron para enchapado por desengrasado alcalino, se enjuagaron, se decaparon, y se enjuagaron en ese orden. Después, se utilizaron sistemas de electrogalvanización de tipo circulación de solución que utilizan baños de enchapado comprendidos de sulfato de cinc, sulfato de sodio, y ácido sulfúrico, para galvanizar las placas de acero pre-tratadas mediante una densidad de corriente de 100A/dm2.

Al hacer correr las placas de acero a través de una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, las placas se recocieron mediante las temperaturas de calentamiento máximas que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6 y los tiempos de residencia que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, posteriormente se sumergieron en baños de galvanización de las temperaturas que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6 hasta las temperaturas de enfriamiento que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, posteriormente se deformaron por rodillos de los radios que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6 mediante combado-enderezamiento, posteriormente se trataron con calor por las temperaturas y tiempos de tratamiento térmico que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6.

Parte de los ejemplos experimentales que se hicieron correr a través de la linea de galvanización en caliente por inmersión continua se galvanizaron, posteriormente se alearon en las temperaturas que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6, posteriormente se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6 hasta las temperaturas finales de enfriamiento que se muestran en la Tabla 5 y en la Tabla 6.

Nótese que, al hacer correr las placas a través de una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, las tasas de enfriamiento promedio se hicieron las mismas antes y después de la inmersión en los baños de galvanización.

Las placas de acero asi obtenidas de los Ejemplos Experimentales 1 a 56 ( (CR) , (EG) , (GI), y (GA) que se muestran en la Tabla 3 a la Tabla 8) se investigaron por estructuras de la placa de acero de las entrañas de las placas de acero mediante el método EBSP utilizando el FE-SEM. Las tasas de volumen de las estructuras de las entrañas de las placas de acero se encontraron encontrando los porcentajes de área de las estructuras mediante análisis de la imagen. Los resultados se muestran en la Tabla 7 y en la Tabla 8.

Las placas de acero del Ejemplo Experimental 1 al Ejemplo Experimental 56 ( (CR) , (EG) , (GI) , y (GA) que se muestran en la Tabla 3 a la Tabla 8) se investigaron utilizando un microscopio de iones en campo con sonda atómica 3D (AP-FIM) para encontrar el contenido de Si o Si y Al que está contenido en los carburos basados en hierro y el número de carburos basados en hierro por volumen unitario (densidad de número) . Los resultados se muestran en la Tabla 7 y en la Tabla 8.

Como se muestra en la Tabla 7 y en la Tabla 8, en los Ejemplos Experimentales 1, 8, 9, 15, 16, 20 a 22, 29, 34, 35, y 39 a 48 de los ejemplos de la invención de la presente invención, hubo 4xl08 (particulas/mm3) o más carburos basados en hierro que contienen "Si" o "Si y Al" en 0.1% o más.

En los Ejemplos Experimentales 3, 7, 10, 14, 19, 23, 25 a 28, 32, 33, 38, y 51 de los ejemplos comparativos, las cantidades de Si o Si y Al que estaban contenidas en los carburos basados en hierro fueron insuficientes. Adicionalmente, en los Ejemplos Experimentales 2 a 7, 10 aa 14, 17 aa 19, 23 aa 28, 30 aa 33, 36 aa 38, 49, 52, y 53 de los ejemplos comparativos, los números de carburos basados en hierro por volumen unitario fueron insuficientes.

Las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 1 a 56 se investigaron por resistencia a la fragilización por hidrógeno mediante los métodos que se muestran debajo.

Las placas de acero obtenidas se cizallaron para fabricar piezas de prueba de 1.2 mm x 30 mm x 100 mm de modo que la dirección vertical para la dirección de laminación se convirtió la dirección larga y se maquinaron las superficies extremas.

Las superficies extremas se maquinaron para habilitar la evaluación adecuada del efecto de mejora de la resistencia a la fractura retardada por la capa suavizada de la superficie de la placa de acero mediante la prevención de la ocurrencia de la fractura retardada que inicia a partir de los defectos que se introdujeron al momento del cizallamiento.

Después de eso, cada pieza de prueba fue combada mediante el método de empuje para preparar una pieza de prueba de combadura de radio 5R. La cantidad de apertura de la pieza de prueba de combadura después de la remoción de la tensión se hizo 40 mm.

Un medidor de tensión se adjuntó a la superficie de cada pieza de prueba de combadura, se sujetó mediante pernos para provocar la deformación elástica de la pieza de prueba de combadura, y se leyó la cantidad de esfuerzo para calcular la tensión de carga.

Después de eso, cada pieza de prueba de combadura se sumergió en una solución acuosa de tiocianato de amonio y se cargó electrolíticamente mediante una densidad de corriente de 1.0 mA/cm2 para hacer que el hidrógeno penetrara en la placa de acero para una prueba de aceleración de la fractura retardada .

Las piezas de prueba en que no ocurrió agrietamiento incluso si el tiempo de la carga electrolítica alcanzó 100 horas, se evaluaron como placas de acero que tienen "buena" resistencia a la fractura retardada, mientras que aquellas en que ocurrió el agrietamiento se evaluaron como "pobre".

Los resultados se muestran en la Tabla 7 y en la Tabla 8. Como se muestra en la Tabla 7 y en la Tabla 8, en los ejemplos de la invención de la presente invención, la evaluación fue "buena" y la resistencia a la fragilización por hidrógeno fue excelente .

En los Ejemplos Experimentales 2, 4 a 6, 11 a 13, 17, 18, 23 a 25, 30, 31, 36, 37, 51, 52, 54, y 56 de los ejemplos comparativos, la evaluación fue "pobre" y la resistencia a la fragilización por hidrógeno fue insuficiente.

Se tomaron piezas de prueba de tracción con base en JIS Z 2201 a partir de las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 1 a 56, se realizaron pruebas de tracción con base en JIS Z 2241, y se midieron las resistencias a la tracción finales (TS) .

Los resultados se muestran en la Tabla 7 y en la Tabla 8. Como se muestra en la Tabla 7 y en la Tabla 8, en los ejemplos de la invención de la presente invención, las resistencias a la tracción finales fueron 900 MPa o más.

En los Ejemplos Experimentales 3, 7, 10, 14, 19, 26 a 28, 32, 33, 38, 49, 53, y 55 de los ejemplos comparativos, las resistencias a la tracción finales fueron insuficientes.

(Ejemplo 2) Se colaron losas que tienen las composiciones químicas de Z a AL que se muestran en la Tabla 9 y en la Tabla 10, posteriormente inmediatamente después de la colada se laminaron en caliente bajo las condiciones que se muestran en la Tabla 11 (temperatura de calentamiento de la losa, temperatura final de la laminación en caliente) . Después, las placas de acero laminadas en caliente se enrollaron en las temperaturas de enrollamiento que se muestran en la Tabla 11 y se decaparon.

Después de realizar el decapado, las placas se laminaron en frío a los estirados que se muestran en la Tabla 11 para obtener placas de acero laminadas en frió de 1.6 mm de espesor (placas de acero laminadas en frío de los Ejemplos Experimentales 57 a 93 mostradas en la Tabla 11) .

Tabla 9 Tabla 10 Tabla 11 Las placas de acero laminadas en frío de los Ejemplos Experimentales 57 a 93 se hicieron correr a través de la linea de recocido continuo o la linea de galvanización en caliente por inmersión continua para producir la placa de acero (placa de acero laminada en frío (CR) , placa de acero electrogalvanizada (EG) , placa de acero galvanizada en caliente por inmersión (GI), y placa de acero galvanorrecocida en caliente por inmersión (GA) de los Ejemplos Experimentales 57 a los Ejemplos Experimentales 93 que se muestran en la Tabla 11 a la Tabla 13) .

Al hacer correr las placas de acero a través de una linea de recocido continuo, se recocieron en las temperaturas de calentamiento máximas que se muestran en la Tabla 12, posteriormente se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 12 hasta las temperaturas finales de enfriamiento que se muestran en la Tabla 12, posteriormente se deformaron por rodillos de los radios que se muestran en la Tabla 12 mediante combado-enderezamiento, posteriormente se trataron con calor mediante las temperaturas y tiempos de tratamiento térmico que se muestran en la Tabla 12.

Tabla 12 Parte de los ejemplos experimentales que se hicieron correr a través de la linea de recocido continuo se electrogalvanizaron para producir placas de acero electrogalvanizadas (EG) en la misma manera que en el Ejemplo Experimental 20.

Al hacer correr las placas de acero a través de una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, las placas se recocieron mediante las temperaturas de calentamiento máximas que se muestran en la Tabla 12 y los tiempos de residencia que se muestran en la Tabla 12, posteriormente se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 12, posteriormente se sumergieron en baños de galvanización de las temperaturas que se muestran en la Tabla 12, se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 12 hasta las temperaturas finales de enfriamiento que se muestran en la Tabla 12, posteriormente se deformaron por rodillos de los radios que se muestran en la Tabla 12 mediante combado-enderezamiento, posteriormente se trataron con calor mediante las temperaturas y tiempos de tratamiento térmico que se muestran en la Tabla 12.

Parte de los ejemplos experimentales que se hicieron correr a través de la linea de galvanización en caliente por inmersión continua se sumergieron en un baño de galvanización, posteriormente se alearon en las temperaturas que se muestran en la Tabla 12, posteriormente se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio que se muestran en la Tabla 12 hasta las temperaturas finales de enfriamiento que se muestran en la Tabla 12.

Nótese que, al hacer correr las placas de acero a través de una linea de galvanización en caliente por inmersión continua, las tasas de enfriamiento promedio se hicieron las mismas antes y después de ser sumergidas en un baño de galvanización.

Las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 57 a 93 ((CR), (EG) , (GI), y (GA) indicadas en la Tabla 11 a la Tabla 13) se investigaron en la misma manera que el Ejemplo Experimental 1 por las cantidades de Si o Si y Al que estaban contenidas en los carburos basados en hierro y el número de carburos basados en hierro por volumen unitario (densidad de número). Los resultados se muestran en la Tabla 13.

Tabla 13 Como se muestra en la Tabla 13, en los Ejemplos Experimentales 57, 58, 60 a 79, 81 a 85, 87, 88, y 90 a 93 de los ejemplos de la invención de la presente invención, hubo 4xl08 (partículas/mm3) o más carburos basados en hierro que contuvieron Si o Si y Al en 0.1% o más.

A distinción de esto, en los Ejemplos Experimentales 59, 80, 86, y 89 de los ejemplos comparativos, las cantidades del Si o Si y Al que están contenidas en los carburos basados en hierro fueron insuficientes y los números de carburos basados en hierro por volumen unitario fueron insuficientes.

Nótese que, el Ejemplo Experimental 59 es un ejemplo donde no se pudo realizar el tratamiento térmico después de la finalización del enfriamiento. El Ejemplo Experimental 80 es un ejemplo experimental donde la temperatura final de enfriamiento está fuera del rango de la presente invención. Los Ejemplos Experimentales 86 y 89 son ejemplos experimentales donde la temperatura del tratamiento térmico está fuera del rango de la presente invención.

Las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 57 a 93 se investigaron por resistencia a la fragilización por hidrógeno en la misma manera que el Ejemplo Experimental 1 y se evaluaron en la misma manera que en el Ejemplo Experimental 1. Los resultados se muestran en la Tabla 13.

Como se muestra en la Tabla 13, en los ejemplos de la invención de la presente invención, la evaluación fue "buena" y la resistencia a la fragilización por hidrógeno fue excelente. A distinción de esto, en los ejemplos comparativos, la evaluación fue "pobre" y la resistencia a la fragilización por hidrógeno fue insuficiente.

Las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 57 a 93 ( (CR) , (EG), (GI), y (GA) mostradas en la Tabla 11 a la Tabla 13) se observaron por la estructura dentro de la placa de acero y se midieron por la fracción en volumen de la estructura mediante el siguiente método.

La fracción en volumen de la austenita retenida se encontró mediante análisis de rayos X utilizando la superficie paralela a y en espesor de 1/4 de la superficie de la placa de acero como la superficie observada, el cálculo del porcentaje de área de la austenita retenida, y la conversión de éste a la fracción en volumen.

Las fracciones en volumen de ferrita, ferrita bainitica, bainita, martensita atemperada, y martensita fresca se encontraron obteniendo muestras utilizando como las superficies observadas las secciones transversales en espesor paralelo a la dirección de laminación de la placa de acero, puliendo las superficies observadas, grabándolas al aguafuerte mediante Nital, observando los rangos de espesor de 1/8 a espesor de 3/8 centrados en 1/4 del espesor mediante un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE- SE ) para medir los porcentajes de área, y convirtiendo estos a las fracciones en volumen.

Nótese que, las superficies que se observaron mediante el FE-SEM se hicieron cuadrados de lados de 30 µ?t?. Las estructuras en las superficies observadas pudieron ser diferenciadas como se explica debajo.

La ferrita está comprendida de aglomeraciones de granos de cristal dentro de los cuales no hay carburos basados en hierro con ejes largos de 100 nm o más. La ferrita bainitica es una colección de granos de cristal en forma de tablilla dentro de los cuales no está contenido carburo basado en hierro alguno con ejes largos de 20 nm o más.

La bainita es una colección de granos de cristal en forma de tablilla dentro de los cuales hay varios carburos basados en hierro con ejes largos de 20 nm o más. Adicionalmente, estos carburos caen en varias variantes, es decir, varios grupos de carburos basados en hierro estirados en las mismas direcciones .

La martensita atemperada es una colección de granos de cristal en forma de tablilla dentro de los cuales hay varios carburos basados en hierro con ejes largos de 20 nm o más. Adicionalmente, estos carburos caen en varias variantes, es decir, varios grupos de carburos basados en hierro estirados en diferentes direcciones.

La fracción en volumen de martensita fresca se encontró como la diferencia entre el porcentaje de área de las regiones que no fueron corroídas observadas mediante el FE-SEM y el porcentaje de área de la austenita retenida que se midió mediante rayos X.

Los resultados al encontrar la fracción de deposición de la estructura se muestran en la Tabla 13. Nótese que, en la Tabla 13, F indica ferrita, B indica bainita, BF indica ferrita bainitica, TM indica martensita atemperada, indica martensita fresca, y A indica austenita retenida.

Como se muestra en la Tabla 13, en los Ejemplos Experimentales 57, 58, 60 a 79, 81 a 85, 87, 88, y 90 a 93 de los ejemplos de la invención de la presente invención, la estructura de la placa de acero tiene, por fracción en volumen, ferrita: 10 a 50%, ferrita bainitica y/o bainita: 10 a 60%, martensita atemperada: 10 a 50%, y martensita fresca: 10% o menos. Cuando hay austenita retenida presente, estuvo presente en 2 a 25%.

Las placas de acero de los Ejemplos Experimentales 57 a 93 se observaron utilizando un microscopio electrónico de tipo transmisión para investigar la densidad de dislocación. Los Ejemplos Experimentales 57 a 93 se midieron por resistencia a la tracción final (TS) en la misma manera que el Ejemplo Experimental 1. Los resultados se muestran en la Tabla 13.

Como se muestra en la Tabla 13, en los ejemplos de la invención de la presente invención, la densidad de dislocación de la martensita atemperada se volvió 1014/m2 o más y la resistencia a la tracción final fue 900 MPa o más.

A distinción de esto, en los Ejemplos Experimentales 86 y 89 de los ejemplos comparativos, la temperatura del tratamiento térmico fue alta, de modo que la densidad de dislocación de la martensita atemperada fue menor que 101 /m2 y la resistencia a la tracción final fue insuficiente.

Aplicabilidad Industrial Como se explica anteriormente, de acuerdo con la presente invención, es posible lograr tanto la resistencia a la fractura retardada como una excelente capacidad de conformación y proporcionar la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilizacion por hidrógeno. Debido a esto, la presente invención tiene alta aplicabilidad en las industrias que producen placa de acero y en las industrias que utilizan la placa de acero.

Claims

REIVINDICACIONES

1. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizada en que, en la estructura de la placa de acero, (a) por fracción en volumen, la ferrita está presente en 10 a 50%, la ferrita bainitica y/o bainita en 10 a 60%, y la martensita atemperada en 10 a 50%, y (b) los carburos basados en hierro que contienen Si o Si y Al en 0.1% o más están presentes en 4xl08 (partículas/mm3) o más .

2. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 1, caracterizada en que, en dicha estructura de la placa de acero, por fracción en volumen, la martensita fresca está presente en 10% o menos.

3. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 1 o 2, caracterizada en que, en dicha estructura de la placa de acero, por fracción en volumen, la austenita retenida está presente en 2 a 25%.

4. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 1 a 3, caracterizada en que dichos carburos basados en hierro están presentes en la bainita y/o martensita atemperada.

5. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 1 a 4, caracterizada en que dicha placa de acero contiene, por % en masa, C: 0.07% a 0.25%, Si: 0.45 aa 2.50%, Mn: 1.5 aa 3.20%, P: 0.001 aa 0.03%, S: 0.0001 aa 0.01%, Al: 0.005 aa 2.5%, N: 0.0001 aa 0.0100%, y 0: 0.0001 aa 0.0080% y tiene un balance de hierro e impurezas inevitables.

6. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 5, caracterizada en que dicha placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, uno o ambos de Ti: 0.005 aa 0.09% y Nb: 0.005 aa 0.09%. · 7. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 5 o 6, caracterizada en que dicha placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, uno o más de B: 0.0001 aa 0.01%, Cr: 0.01 aa 2.0%, Ni:

0.01 aa 2.0%, Cu: 0.01 aa 0.05%, y o: 0.01 aa 0.8%.

8. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 5 aa 7, caracterizada en que dicha placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, V: 0.005 aa 0.09%.

9. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 5 aa 8, caracterizada en que dicha placa de acero adicionalmente contiene, por % en masa, uno o más de Ca, Ce, Mg, y REM en un total de 0.0001 aa 0.5%.

10. La placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, caracterizada en que dicha placa de acero tiene una capa galvanizada en su superficie.

11. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, dicho método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 5 aa 9, directamente, o después de, una vez que se enfría, calentar a una temperatura de 1050°C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una línea de recocido continuo para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente enfriar hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, después, (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más.

12. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 1 a 9, dicho método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 5 aa 9, directamente, o después de, una vez que se enfría, calentar a una temperatura de 1050 °C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una línea de recocido continuo para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente enfriar mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg hasta el punto Ms al punto Ms -100°C, después, (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más.

13. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 10, dicho método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por galvanizar la superficie de la placa de acero después del tratamiento térmico de ( z) .

14. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 13, caracterizado en que dicha galvanización es electrogalvanización .

15. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 10, dicho método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 5 aa 9, directamente, o después de, una vez que se enfria, calentar a una temperatura de 1050°C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frió mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una linea de galvanización en caliente por inmersión continua para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente enfriar mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, posteriormente sumergir en un baño de galvanización y enfriar hasta 250 °C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más, después, (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 mm o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más.

16. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 10, dicho método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 Pa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno caracterizado por (x) colar una losa que tiene una composición química según se establece en cualquiera de las reivindicaciones 5 aa 9, directamente, o después de, una vez que se enfría, calentar a una temperatura de 1050°C o más y laminar en caliente, terminar la laminación en caliente en una temperatura del punto de transformación de Ar3 o más, enrollar en una región de temperatura de 400 a 670°C, realizar el decapado, posteriormente laminar en frío mediante un estirado de 40 a 70%, después, (y) utilizar una línea de galvanización en caliente por inmersión continua para el recocido en una temperatura de calentamiento máxima de 760 a 900°C, posteriormente enfriar mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1 a 1000°C/seg, posteriormente sumergir en un baño de galvanización y enfriar hasta el punto Ms al punto Ms -100°C mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más, después, (z) deformar el acero mediante rodillos de un radio de 800 ram o menos mediante combado-enderezamiento, posteriormente realizar el tratamiento térmico en la región de temperatura de 150 a 400°C durante 5 segundos o más.

17. Un método de producción para producir la placa de acero de alta resistencia con una resistencia a la tracción final de 900 MPa o más, que es excelente en resistencia a la fragilización por hidrógeno según se establece en la reivindicación 15 o 16 caracterizado por realizar el tratamiento de aleación en una temperatura de 460 a 600°C después de la inmersión en dicho baño de galvanización, posteriormente enfriar hasta 250°C o menos mediante una tasa de enfriamiento promedio de l°C/segundo o más.