MX2014000882A

MX2014000882A - Lamina de acero galvanizado de alta resistencia, excelente en su capacidad de combado y metodo de fabricacion de la misma.

Info

Publication number: MX2014000882A
Application number: MX2014000882A
Authority: MX
Inventors: Shigeru Yonemura; Takuya Kuwayama; Takeshi Yasui; Hiroyuki Kawata; Naoki Maruyama; Akinobu Murasato; Akinobu Minami
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-07-29
Filing date: 2012-07-27
Publication date: 2014-02-20
Also published as: TWI493055B; WO2013018739A1; CA2842897C; US20140212684A1; CA2842897A1; ES2727865T3; JPWO2013018739A1; BR112014001994A2; RU2014106991A; EP2738280A1; EP2738280B1; JP5273324B1; KR101597473B1; CN103717773A; KR20140041833A; CN103717773B; EP2738280A4; PL2738280T3; TW201309815A; RU2569615C2

Abstract

La presente invención proporciona una lámina de acero galvanizado de alta resistencia con máxima resistencia a la tensión de 900 MPa o más. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia tiene una capa de galvanizado de aleación formada sobre una superficie de una lámina de acero base que contiene cantidades predeterminadas de C, Si, Mn, P, S, Al, N, O con un balance o resto siendo constituido por hierro e impurezas inevitables, en la que en una estructura de la lámina de acero base, de austenita retenida se limita a 8% o menos por fracción en volumen, la curtosis K* de la distribución de dureza entre 2% de dureza y 98% de dureza es - 0,30 o menos, una proporción entre la dureza en Vickers de la capa de superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base es 0.35 a 0.70, y un contenido de hierro en la capa de galvanizado de aleación es de 8% a 12% en % en masa.

Description

LÁMINA DE ACERO GALVANIZADO DE ALTA RESISTENCIA, EXCELENTE EN SU CAPACIDAD DE COMBADO Y MÉTODO DE FABRICACIÓN DE LA MISMA CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a una lámina de acero galvanizado de alta resistencia y un método de fabricación de la misma, y particularmente se refiere a una lámina de acero galvanizado de alta resistencia que tenga una excelente capacidad de combado y un método de fabricación de la misma. Esta aplicación se basa en, y reivindica el beneficio de prioridad de la Solicitud de Patente Japonesa N° 2011-167436, presentada en Japón el 29 de julio de 2011; todo el contenido de los cuales se incorporan aquí como referencia.

ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA En los últimos años, ha habido crecientes demandas para láminas de acero enchapadas de alta resistencia utilizadas para automóviles o similares, y de láminas de acero chapadas de alta resistencia con tensión máxima a la tensión de 900 MPa o más se comienza a utilizar. Como un método para formar vehículos o miembros de automóviles usando tales láminas de acero chapada de alta resistencia, se pueden citar la capacidad de combado de tales como conformación en prensa. Generalmente, cuanto más la resistencia de un lámina de acero se incrementa, más la capacidad de combado empeora. Por consiguiente, cuando la capacidad de combado se realiza en una lámina de acero chapada de alta resistencia, ha habido problemas que se producen fácilmente, como una grieta dentro de una lámina de acero en una parte de deformación, de formación de cuello en una interfaz entre una superficie de la lámina de acero y una capa de revestimiento, y la destrucción o descamación de la capa de revestimiento.

Como una técnica para mejorar la capacidad de combado de la lámina de acero, el Documento de Patente 1 propone una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta tensión en el que una composición química de una lámina de acero contiene, en % en masa, C: más de 0.02% y 0.20% o menos, Si: 0.01% a 2.0%, Mn: 0.1% a 3.0%, P: 0.003% a 0.10%, S: 0.020% o menos, Al: 0.001% a 1.0%, N: 0.0004% a 0.015%, y Ti: 0.03% a 0.2% un balance incluye Fe e impurezas, una estructura de metal de la lámina de acero contiene 30% a 95% de ferrita por una proporción de área, una segunda fase del balance está constituido por uno o más de martensita, bainita, perlita, cementita, y austenita retenida, una proporción de área de la martensita es de 0% a 50% cuando la martensita está contenida, y la lámina de acero contiene carbonitruro basado en Ti precipita con un diámetro de grano de 2 nm a 30 nm y una distancia media entre partículas de 30 nm a 300 nm y contiene un TiN cristalizado con un diámetro de grano de 3 um o más y una distancia media entre partículas de 50 µp? a 500 µp?.

Por otra parte, el Documento de Patente 2 describe, como una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente excelente en capacidad de combado, una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente que tiene una composición química que contiene, en % en masa, C: 0.03% a 0.11%, Si: 0.005% a 0.5%, Mn : 2.0% a 4.0%, p: 0.1% o menos, S: 0.01% o menos, sol. Al: 0.01% a 1.0%, N: 0.01% o menos y que contiene además uno o ambos de Ti: 0.50% o menos y Nb: 0.50% o menos en el intervalo que satisface Ti + Nb/2 = 0.03 (Ti y Nb en este expresión indican los contenidos de los respectivos elementos (unidad: en % en masa) ) con un balance siendo constituido de Fe e impurezas, tiene una estructura de acero que tiene un intervalo promedio de 300 ym o menos en una dirección de la anchura de hoja de una porción de Mn concentrado que se extiende en una dirección de laminado en la posición de l/20t de profundidad (t: espesor de la hoja de la lámina de acero) desde una superficie, una proporción de área de ferrita de 60% o más, y un diámetro promedio de grano de ferrita de 1.0 ym a 6.0 µp? y que contiene 100 o más precipitados por µp?2 con un diámetro de grano de 1 nm a 10 nm de ferrita, y tiene una resistencia a la tensión de 540 MPa o más .

Además, el Documento de Patente 3 describe, como una lámina de acero chapada por inmersión en caliente que tiene tanto la ductilidad y la capacidad de combado, una lámina de acero chapada por inmersión en caliente que tiene una capa de revestimiento que contiene cinc sobre una superficie de una lámina de acero laminado en frió la cual tiene una composición química que contiene, en % en masa, C: 0.08% a 0.25%, Si: 0.7% o menos, n: 1.0% a 2.6%, Al: 1.5% o menos, P: 0.03% o menos, S: 0.02% o menos y N: 0.01% o menos y que tiene una proporción entre Si y Al satisfaciendo 1.0% = Si + al = 1.8% con un balance siendo constituido de Fe e impurezas, y tiene características mecánicas satisfaciendo TS = 590 (TS: resistencia a la tensión (MPa) ) , TS x El = 17500 (El: el alargamiento total (%) ) , y p - 1-5 x t (p: limite de radio de curvatura (mm) , t: espesor de la lámina de acero (mm) ) .

El documento de patente 4 describe, como una lámina de acero laminado en frío que tiene una buena ductilidad y capacidad de combado, una hoja de acero laminado en frío, que tiene una composición química que contiene, en % en masa, C: 0.08% a 0.20%, Si: 1.0% o menos, Mn: 1.8% a 3.0%, P: 0.1% o menos, S: 0.01% o menos, sol. Al: 0.005% a 0.5%, N: 0.01% o menos y Ti: 0.02% a 0.2% con un balance siendo constituido de Fe e impurezas, tiene una estructura de acero constituida de, en % en volumen, de ferrita: 10% o más, bainita: 20% a 70%, austenita retenida: 3% a 20% y martensita: 0% a 20% en la cual un diámetro medio de grano de la ferrita es 10 µt o menos, un diámetro promedio de grano de la bainita es 10 µ?? o menos, un diámetro promedio de grano de la austenita retenida es 3 im o menos, y un diámetro promedio de grano de la martensita es 3 µp? o menos, tiene características mecánicas tales que una resistencia a la tensión (TS) es de 780 Pa o más, un producto (TS x valor El) de resistencia a la tensión (TS) y el alargamiento total (El) es 14000 MPa% o más, y un radio de curvatura mínimo en un ensayo de combado es de 1.5t o menos (t: espesor de la lámina), y tiene un espesor de la lámina de 2.0 mm o más, y describe que se proporcione chapado en una superficie de la lámina de acero laminado en frío.

Documento de Patente 5 describe, como una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleada excelente en la capacidad de combado, una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleada que tiene una composición química que contiene, en % en masa, C: 0.03% a 0.12%, Si: 0.02% a 0.50%, n: 2.0% a 4.0%, P: 0.1% o menos, S: 0.01% o menos, sol. Al: 0.01% a 1.0% y N: 0.01% o menos y que contiene además uno o ambos de Ti: 0.50% o menos y Nb: 0.50% o menos en el intervalo satisfaciendo Ti + Nb/2 = 0.03 con un balance que está constituida de Fe e impurezas, y tiene una estructura de acero de tal manera que una proporción de área de ferrita es 60% o más y un diámetro medio de grano de ferrita es 1.0 µ?? a 6.0 µ??, en el que una capa galvanizado por inmersión en caliente aleada contiene, en % en masa, Fe: 8% a 15% y Al: 0.08% a 0.50% con un balance siendo constituido de Zn e impurezas, y la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleada tiene una resistencia a la tensión de 540 MPa o más y tiene una excelente capacidad de combado.

El Documento de Patente 6 describe como una lámina de acero por inmersión en caliente alta resistencia excelente en facilidad en trabajo, una de ellas con una capa galvanizado por inmersión en caliente en una base de la lámina de acero que contiene, en % en masa, C: 0.03% a 0.17%, Si: 0.01% a 0.75%, Mn: 1.5% a 2.5%, P: 0.080% o menos, S: 0.010% o menos, sol. Al: 0.01% a 1.20%, Cr: 0.3% a 1.3% con un balance siendo constituido por Fe e impurezas inevitables, y que tiene una estructura de acero constituida de, en fracción en volumen, 30% a 70% de ferrita, menos de 3% de austenita retenida, y martensita del balance, en la que 20% o más de la martensita se templa martensita.

El Documento de Patente 7 describe, como una lámina de acero laminado en frío de ultra-alta resistencia excelente en la facilidad en trabajo de combado, un acero que contiene, % en peso, C: 0.12% a 0.30%, Si: 1.2% o menos, Mn: 1% a 3%, P: 0.020% o menos, S: 0.010% o menos, sol. Al: 0.01% a 0.06% con un balance siendo constituido de Fe e impurezas inevitables, el acero tiene una capa suave de C: 0.1% en peso o menos en una parte de la capa de la superficie sobre ambas superficies por 3% a 15% en volumen por unidad de superficie con un balance siendo constituido de una compleja estructura de austenita retenida de menos de 10% en volumen y una fase de transformación a baja temperatura o más de ferrita.

DOCUMENTO DE LA TÉCNICA ANTERIOR DOCUMENTO DE PATENTE El Documento de Patente 1: Japonesa abierta a la Publicación de Patente N° 2007-16319 El Documento de Patente 2: Japonesa abierta a la Publicación de Patente N° 2009-215616 El Documento de Patente 3: Japonesa abierta a la Publicación de Patente N° 2009-270126 El Documento de Patente 4: japonesa abierta a la Publicación de Patente N° 2010-59452 El Documento de Patente 5: Japonesa abierta a la publicación de patente N° 2010-65269 El Documento de Patente 6: Japonesa abierta a la Publicación de Patente N° 2010-70843 El Documento de Patente 7 : Japonesa abierta a la publicación de patente N° H5-195149 DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN PROLEMAS A RESOLVER POR LA INVENCIÓN Sin embargo, las tecnologías convencionales no son capaces de obtener suficiente capacidad de combado cuando se lleva a cabo en una lámina de acero galvanizado de alta resistencia, y por lo tanto una mejora adicional de la capacidad de combado ha sido requerida.

En vista de las situaciones anteriores, la presente invención proporciona una lámina de acero galvanizado de alta resistencia que tenga una excelente capacidad de combado y un método de fabricación de la misma.

MEDIOS PARA RESOLVER LOS PROBLEMAS Los presentes inventores han realizado estudios intensivos con el fin de obtener una lámina de acero galvanizado de alta resistencia con una máxima resistencia a la tensión de 900 Pa o más mediante el cual una excelente capacidad de combado se puede conseguir mediante la prevención de todas las grieta dentro de la lámina de acero que es una base el material, formación de cuello en una interfaz entre una superficie de la lámina de acero y una capa de revestimiento, y la destrucción y la descamación de la capa de revestimiento, que se producen en una parte de deformación mediante la realización de combado. Como resultado, los presentes inventores encontraron que puede ser una lámina de acero galvanizado de alta resistencia que tiene una capa de galvanizado aleado con un contenido de hierro de 8% a 12% formada sobre una superficie de una lámina de acero base que tiene componentes químicos predeterminados, en el que en una estructura de la lámina de acero base, austenita retenida se limita a 8% o menos en fracción en volumen, la curtosis K* de la distribución de la dureza, que se describirá más adelante, es -0.30 o menos, y una proporción entre la dureza en Vickers de la capa de superficie y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor "(dureza en Vickers de la capa de la superficie )/ (dureza en Vickers de 1/4 de espesor)" es desde 0.35 a 0.70.

Específicamente, aunque tal lámina de acero galvanizado de alta resistencia tiene una resistencia máxima a la tensión de 900 MPa o más, la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base es bajo en comparación con la dureza en Vickers de 1/4 en espesor, la capa de superficie de la lámina de acero base se deforma fácilmente cuando se realiza la capacidad de combado, y por otra parte la austenita retenida, que se convierte en un punto de partida de la destrucción, se limita a 8% o menos en la fracción en volumen en la estructura de la lamina de acero base. Por lo tanto, una grieta no se produce fácilmente en el interior de la lámina de acero base.

Por otra parte, en tal lámina de acero galvanizado de alta resistencia, ya que la curtosis K* de la distribución de la dureza es -0.30' o menos y la dispersión en la distribución de dureza en la lámina de acero base es pequeña, hay menos límites donde las regiones las cuales en gran medida difieren en dureza están en contacto uno con el otro, y una grieta no ocurre fácilmente en el interior de la lámina de acero base cuando se realiza la capacidad de combado.

Además, en tal lámina de acero galvanizado de alta resistencia, ya que la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base es bajo en comparación con la dureza en Vickers de 1/4 de espesor y la ductilidad de la capa superficial de la lámina de acero base es excelente, la formación de cuello se evita en el lado de la lámina de acero base en la interfaz entre la superficie de la lámina de acero base y la capa de galvanizado aleado cuando se realiza la capacidad de combado, y asi la formación de cuello por lo tanto no se produce fácilmente en el interfaz entre la superficie de la lámina de acero base y la capa de galvanizado de aleación.

Además, en una lámina de acero galvanizado de alta resistencia tal, el contenido de hierro de la capa de galvanizado aleado es de 8% a 12%, y la adhesión en la interfaz entre la superficie de la lámina de acero base y la capa de galvanizado aleado es excelente. Por lo tanto, la destrucción y la descamación de la capa de galvanizado aleado no se produce fácilmente cuando se realiza la capacidad de combado .

La presente invención se completó sobre la base de tales conocimientos, y la esencia de los mismos es lo siguiente. (1) Una lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado con una fuerza máxima a la tensión de 900 MPa o más, incluyendo una capa galvanizado aleada formada sobre una superficie de una lámina de acero base que contiene, en % en masa, C: 0.075% a 0.300%, Si: 0.30% a 2.50%, Mn: 1.30% a 3.50%, P: 0.001% a 0.050%, S: 0.0001% a 0.0100%, Al: 0.005% a 1.500%, N: 0.0001% a 0.0100%, y O: 0.0001% a 0.0100% con un balance siendo constituido por hierro e impurezas inevitables, en el que: austenita retenida se limita a 8% o menos en fracción volumen en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero base; cuando las regiones de medición plurales con un diámetro de 1 m o menos se fijan en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero base, los valores de medición de dureza en las regiones de medición plurales están dispuestos en un orden ascendente para obtener una distribución de dureza, un entero NO.02 es obtenido, que es un número que se obtiene multiplicando un número total de valores de medición de la dureza por 0.02 y redondeando al alza este número cuando este número incluye una fracción, la dureza de un valor de medición que es N0.02-ésimo más grande a partir de un valor de medición de mínima dureza se toma como 2% de dureza, se obtiene un entero NO.98, que es un número que se obtiene multiplicando un número total de valores de medición de la dureza por 0.98 y redondeando a la baja este número cuando este número incluye una fracción, y la dureza de un valor de medición que es N0.98-ésimo mayor que un valor de medición de dureza mínima se toma como 98% de dureza, la curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza 2% y el 98% de dureza es -0.30 o menos; una proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base es desde 0.35 hasta 0.70; y un contenido de hierro en la capa de galvanizado aleado es de 8% a 12% en % en masa. (2) La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (1), en el que la estructura de la lámina de acero base contiene, en fracción en volumen, 10% a 75% de ferrita, de 10% a 50% en total de uno o ambos de ferrita bainitica y bainita, 10% a 50% de martensita templada en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero base, la martensita fresca se limita a 15% o menos en fracción en volumen, y la perlita se limita a 5% o menos en fracción en volumen. (3) La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, uno o ambos de Ti: 0.005% a 0.150%, y Nb: 0.005% hasta 0.150%. (4) La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, uno o más de B: 0.0001% a 0.0100%, Cr: 0.01% a 2.00%, Ni: 0.01% a 2.00%, Cu: 0.01% a 2.00%, o: 0.01% a 1.00%, y el W: 0.01% a 1.00%. (5) La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, V: 0.005% a 0.150%. (6) La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (1), en el que la lámina de acero base contiene además, desde 0.0001% a 0.5000en % en masa en total de uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, y REM. (7) La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (1), en el que una o ambas de una película de revestimiento constituida por un óxido de fósforo y una película de revestimiento constituida de un compuesto óxido que contiene fósforo es o se forman en una superficie de la capa de galvanizado aleado. (8) Un método de fabricación de una lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado, incluyendo el método: un paso de laminación en caliente de calentamiento a 1050 °C o más una losa que contiene, en % en masa, C: 0.075% a 0.300%, Si: 0.30% a 2.50%, Mn: 1.30% a 3.50%, P: 0.001% a 0.050%, S: 0.0001% a 0.0100%, Al: 0.005% q 1.500%, N: 0.0001% a 0.0100%, y 0:0.0001% a 0.0100%, con un balance siendo constituido de hierro e impurezas inevitables, completando la laminación en caliente a una temperatura de acabado de laminado en caliente de 880 °C o más, y de enfriamiento en una región de temperatura de 750°C o menos; un paso de recocido continuo de calentamiento de la lámina de acero en un intervalo de temperatura entre 600 °C y Aci punto de transformación a una velocidad de calentamiento promedio de 1°C o más, manteniendo la lámina de acero durante 20 segundos a 600 segundos a una temperatura de recocido entre (punto de transformación Aci + 40) °C y punto de transformación Ac3 y en una atmosfera en el que log (presión parcial de agua/presión parcial de hidrógeno) es -3.0 a 0.0, realizar la deformación de combado no-combado el procesamiento de dos o más veces usando un rodillo con un radio de 800 mm o menos con objeto de hacer una diferencia en cantidad de tensión acumulada entre una superficie delantera y trasera ser 0.0050 o menos, a partir de entonces el enfriamiento de la lámina de acero en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 1.0 °C/segundo a 5.0 °C/segundo, y el enfriamiento de la hoja de acero en el intervalo de temperatura de 650 °C a 500 °C a una velocidad promedio de enfriamiento de 5°C/segundo a 200°C/segundo; y un paso de la aleación de revestimiento de la realización de un tratamiento de aleación incluyendo la inmersión de la lámina de acero después de la etapa de recocido continuo en una baño de galvanización, y luego retener la lámina de acero a una temperatura de 470°C a 650°C durante 10 segundos a 120 segundos . (9) El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (8), en el que después de la etapa de laminación en caliente y antes de la etapa de recocido continuo, un paso de laminación en frió de laminación en frío con una proporción de reducción de 30% a 75% se lleva a cabo. (10) El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado de acuerdo con (8), en el que después de la etapa de tratamiento de aleación, la lámina de acero se mantiene a una temperatura de 200°C a 350°C durante 30 segundos a 1000 segundos . (11) El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en resistencia al impacto característico de acuerdo con (8), en el que después de la etapa de tratamiento de aleación, una etapa de añadir una película de revestimiento constituida de un óxido de fósforo y/o un óxido compuesto que contiene fósforo se realiza .

EFECTO DE LA INVENCIÓN De acuerdo con la presente invención, una lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado con resistencia a la tensión máxima de 900 MPa o más y un método de fabricación de la misma puede ser proporcionada.

MEJOR MODO DE LLEVAR A CABO LA INVENCIÓN Una lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención es una lámina de acero galvanizado de alta resistencia con resistencia a la tensión de 900 MPa o más, incluyendo una capa de galvanizado de aleación formada sobre una superficie de una lámina de acero base que contiene, en % en masa, C: 0.075% a 0.300%, Si: 0.30% a 2.50%, Mn: 1.30% a 3.50%, P: 0.001% a 0.050%, S: 0.0001% a 0.0100%, Al: 0.005% a 1.500%, N: 0% a 0.0100%, O: 0% a 0.0100% con un balance siendo constituido por hierro e impurezas inevitables.

COMPONENTES QUÍMICOS DE LA LÁMINA DE ACERO BASE En primer lugar, se describirán los componentes (composición) químicos de la lámina de acero base que constituye la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención. Tenga en cuenta que [%] en la siguiente descripción es [en % en masa] .

"C: 0.075% a 0.300%" El C está contenido para aumentar la resistencia de la lámina de acero base. Sin embargo, cuando el contenido de C excede 0.300%, la soldabilidad se vuelve insuficiente. En vista de la capacidad de soldar, el contenido de C es preferiblemente de 0.250% o menos, más preferiblemente 0.220% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de C es menos de 0.075%), la resistencia disminuye y no es posible asegurar la máxima resistencia a la tensión de 900 MPa o más. Con el fin de aumentar la resistencia, el contenido de C es preferiblemente 0.090% o más, más preferiblemente 0.100% o más .

"Si: 0.30% a 2.50%" El Si es un elemento que suprime la generación de carburo a base de hierro en la lámina de acero base, y es necesario para aumentar la resistencia y capacidad de conformación. Además, también es un elemento que mejora la capacidad de rebordear el estiramiento, ya que aumenta la dureza de la capa superficial de la lámina de acero base como un elemento de fortalecimiento solución-sólida. Sin embargo, cuando el contenido de Si excede 2.50%, la lámina de acero base se vuelve quebradizo y la ductilidad se deteriora. En vista de la ductilidad, el contenido de Si es preferiblemente 2.20% o menos, más preferiblemente 2.00% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Si es inferior a 0.30%, se genera una gran cantidad de carburos a base de hierro gruesas durante un tratamiento de aleación de la capa de galvanizado aleado, el deterioro de la resistencia y la capacidad de conformación. En vista de esto, el valor limite inferior de Si es preferentemente de 0.50% o más, más preferiblemente 0.70% o más .

"Mn: 1.30% a 3.50%" El Mn está contenido para aumentar la resistencia de la lámina de acero base. Sin embargo, cuando el contenido de Mn excede de 3.50%, una porción concentrada de Mn tosco se produce en una porción de centro de espesor de la lámina de la lámina de acero base, la fragilización se produce fácilmente, y un problema tal como la rotura de una plancha colada se produce fácilmente. Además, cuando el contenido de Mn excede de 3.50%, la capacidad de soldadura también se deteriora. Por lo tanto, el contenido de Mn debe ser 3.50% o menos. En vista de la capacidad de soldadura, el contenido de Mn es preferentemente 3.20% o menos, más preferiblemente 3.00% o menos. Por otro lado, cuando el contenido de Mn es menor que 1.30%, se forma una gran cantidad de estructuras blandas durante el enfriamiento después del recocido, y por lo tanto se hace difícil asegurar la máxima resistencia a la tensión de 900 MPa o más. Por lo tanto, el contenido de Mn tiene que ser 1.30% o más. El contenido de Mn es, para aumentar aún más la resistencia, preferiblemente 1.50% o más, más preferiblemente 1.70% o más.

"P: 0.001% a 0.050%" El P tiende a segregar en la porción de centro del espesor de la lámina de la lámina de acero base, y fragiliza la zona de soldadura. Cuando el contenido de P excede 0.050% O, la zona de soldadura se hace muy frágil, y por lo tanto el contenido de P está limitado a 0.50% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajusfar el limite inferior del contenido de P, establecer el contenido de P de menos de 0.001% acompaña gran aumento en los costes de fabricación, y por lo tanto 0.001% se establece como el valor limite inferior.

"S: 0.0001% a 0.0100%" El S afecta adversamente la capacidad de la soldadura y la capacidad de la fabricación durante la colada y de laminación en caliente. Por lo tanto, el valor de limite superior del contenido de S se establece en 0.0100% o menos. Además, las parejas de S con Mn para formar MnS y disminuye la ductilidad y la capacidad de bordear el estiramiento. Por lo tanto, es preferiblemente 0.0050% o menos, más preferiblemente de 0.0025% o menos. Los efectos de la presente invención se exhiben sin particularmente establecer el limite inferior del contenido de S. Sin embargo, establecer el contenido de S a menos del 0.0001% que acompaña gran aumento en los costes de fabricación, y por lo tanto el 0.0001% se establece como valor límite inferior.

"Al: 0.005% a 1.500%" El Al suprime la generación de carburo a base de hierro para aumentar la resistencia y capacidad de conformación de la lámina de acero base. Sin embargo, cuando el contenido de Al excede 1.500%, la capacidad de soldadura empeora, y por lo tanto el límite superior del contenido de Al se establece en 1.500%. En vista de esto, el contenido de Al es preferiblemente 1.200% o menos, más preferiblemente 0.900% o menos. Además, aunque el Al es un elemento eficaz como un material desoxidante, cuando el contenido de Al es inferior a 0.005%, el efecto como el material desoxidante no puede obtenerse suficientemente, y por lo tanto el límite inferior del contenido de Al es 0.005% o más. Para obtener el efecto desoxidante suficientemente, el contenido de Al es preferiblemente 0.010% o más. " : 0.0001% a 0.0100%" El N forma un nitruro grueso y se deteriora la ductilidad y la capacidad de bordear el estiramiento, y por lo tanto su valor añadido debe ser suprimido. Cuando el contenido de N supera 0.0100%, esta tendencia se vuelve significativo, y por lo tanto el intervalo de contenido de N se establece en 0.0100% o menos. Además, N causa la generación de orificio de golpe durante la soldadura, y por lo tanto una menor cantidad es mejor. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de N, establecer el contenido de N a menos del 0.0001% acompaña un gran aumento en los costes de fabricación, y por lo tanto 0.0001% se establece como el valor limite inferior .

"O: 0.0001% a 0.0100%" El O forma un óxido y deteriora la ductilidad y capacidad de bordear el estiramiento, por lo que su contenido tiene que ser suprimido. Cuando el contenido de O excede 0.0100%, el deterioro de la capacidad de bordear el estiramiento llega a ser significativo, y por lo tanto el limite superior del contenido de O se establece en 0.0100% o menos. El contenido de O es preferiblemente de 0.0080% o menos, más preferiblemente 0.0060% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de 0, ajusfando el contenido de O a menos de 0.0001% acompaña gran aumento en los costos de fabricación, y por lo tanto 0.0001% se establece como el limite inferior.

La lámina de acero base que forma la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la de la presente invención puede contener además los siguientes elementos como sea necesario .

"Ti: 0.005% a 0.150%" El Ti es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero base por el fortalecimiento del precipitado, el fortalecimiento de grano fino por la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Ti es superior a 0.150%, la precipitación de los incrementos de carbonitruro y la capacidad de conformación se deteriora, y por lo tanto el contenido de Ti es preferiblemente 0.150% o menos. En vista de la capacidad de conformación, el contenido de Ti es más preferiblemente 0.100% o menos, adicionalmente es preferiblemente 0.070% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajusfar el limite inferior del contenido de Ti, el contenido de Ti es preferiblemente 0.005% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de incremento de la resistencia de Ti. Para aumentar la resistencia de la lámina de acero base, el contenido de Ti es más preferiblemente 0.010% o más, además preferentemente 0.015% o más .

"Nb: 0.005% a 0.150%" El Nb es un elemento que contribuye al incremento de la resistencia de la lámina de acero base por el fortalecimiento de precipitado, el fortalecimiento de grano fino por la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de Nb supera 0.150%, la precipitación de los incrementos de carbonitruro y la capacidad de conformación se deteriora, y por lo tanto el contenido de Nb es preferiblemente 0.150% o menos. En vista de la capacidad de conformación, el contenido de Nb es más preferiblemente 0.100% o menos, adicionalmente preferiblemente 0.060% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de Nb, el contenido de Nb es preferiblemente 0.005% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de incremento de la resistencia de Nb. Para aumentar la resistencia de la lámina de acero base, el contenido de Nb es preferiblemente 0.010% o más, adicionalmente preferiblemente 0.015% o más.

"B: 0.0001% a 0.0100%" El B suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y puede ser añadido en lugar de una parte de C y/o n. Cuando el contenido de B supera 0.0100%, la capacidad en trabajo durante el trabajo en caliente se deteriora y disminuye la productividad. Por lo tanto, el contenido de B es preferiblemente 0.0100% o menos. En vista de la productividad, el contenido de B es más preferiblemente 0.0050% o menos, adicionalmente preferiblemente 0.0030% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de B, el contenido de B es preferiblemente 0.0001% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de incremento de la resistencia por B. Para incrementar la resistencia, el contenido de B es preferiblemente 0.0003% o más, adicionalmente preferiblemente 0.0005% o más.

"Cr: 0.01% a 2.00%" El Cr suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para incrementar la resistencia, y puede ser añadido en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Cr supera el 2.00%, la capacidad en trabajo durante el trabajo en caliente se deteriora y disminuye la productividad, y por lo tanto el contenido de Cr es preferiblemente 2.00% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de Cr, el contenido de Cr es preferiblemente 0.01% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de incremento de la resistencia por el Cr.

"Ni: 0.01% a 2.00%" El Ni suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y puede ser añadido en lugar de una parte de C y/o Mn . Cuando el contenido de Ni es superior a 2.00%, se deteriora la capacidad de la soldadura, y por lo tanto el contenido de Ni es preferiblemente de 2.00% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de Ni, el contenido de Ni es preferiblemente de 0.01% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia por Ni.

"Cu: 0.01% a 2.00%" El Cu es un elemento que aumenta la resistencia por partículas finas existentes en el acero, y se pueden añadir en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Cu supera 2.00%, se deteriora la capacidad de la soldadura, y por lo tanto el contenido de Cu es preferiblemente de 2.00% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el límite inferior del contenido de Cu, el contenido de Cu es preferiblemente de 0.01% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia por Cu.

"Mo: 0.01% a 1.00%" El Mo suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y puede ser añadido en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de Mo excede 1.00%, la capacidad en trabajo durante el trabajo en caliente se deteriora y disminuye la productividad. Por lo tanto, el contenido de Mo es preferiblemente 1.00% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de Mo, el contenido de Mo es preferiblemente 0.01% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de aumento de la resistencia por Mo.

"W: 0.01% a 1.00%" El W suprime la transformación de fase a alta temperatura y es un elemento eficaz para aumentar la resistencia, y puede ser añadido en lugar de una parte de C y/o Mn. Cuando el contenido de W es superior a 1.00%, la capacidad de trabajo durante el trabajo en caliente se deteriora y disminuye la productividad, y por lo tanto el contenido de W es preferiblemente 1.00% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de W, el contenido de W es preferiblemente 0.01% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de aumento de la fuerza por .

"V: 0.005% a 0.150%" El V es un elemento que contribuye al aumento de la resistencia de la lámina de acero base por el fortalecimiento del precipitado, el fortalecimiento de grano fino por la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Sin embargo, cuando el contenido de V sea superior a 0.150%, la precipitación del los carbonitruros se incrementan y la capacidad de conformación se deteriora, y por lo tanto el contenido de V es preferentemente 0.150% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido de V, el contenido de V es preferiblemente 0.005% o más a fin de obtener suficientemente el efecto de incremento de la resistencia de V. "0.0001% a 0.5000% en total de uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM" El Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM son elementos eficaces para mejorar la capacidad de conformación, y uno o más de ellos se puede añadir. Sin embargo, cuando un contenido total de uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM supera 0.5000%, es posible que la ductilidad se ve afectada por el contrario. De acuerdo con ello, el contenido total de los elementos es preferentemente 0.5000% o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin ajustar el limite inferior del contenido total de uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM, el contenido total de estos elementos es preferentemente de 0.0001% o más con el fin de obtener suficientemente el efecto de mejorar la capacidad de conformación de la lámina de acero base. En vista de la capacidad de conformación, el contenido total de uno o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, REM es más preferiblemente 0.0005% o más, adicionalmente preferiblemente 0.0010% o más.

Tenga en cuenta que REM es sinónimo de Metal de Tierras Raras, y se refiere a un elemento que pertenece a la serie de los lantánidos. En la presente invención, REM o Ce es a menudo añadido en el metal de misch, y puede contener elementos de la serie de los lantánidos que no sea La y Ce en forma compleja. Los efectos de la presente invención se exhiben incluso cuando los elementos de la serie de los lantánidos que no sea el de La y Ce están contenidos como impurezas inevitables. Además, los efectos de la presente invención se exhiben incluso cuando se añaden metales de La y Ce.

ESTRUCTURA DE LA LÁMINA DE ACERO BASE Las razones para la definición de la estructura de la lámina de acero base de la alta resistencia de la lámina de acero galvanizado de la presente invención son los siguientes.

"Austenita retenida: 8% o menos" En la estructura de la lámina de acero base, la austenita retenida está limitada a 8% o menos por fracción en volumen en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero base.

La austenita retenida mejora en gran medida la resistencia y la ductilidad, pero por otro lado, se convierte en un punto de partida de la destrucción y en gran parte se deteriora la capacidad de combado. De acuerdo con ello, en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, la austenita retenida contenida en la estructura de la lámina de acero base se limita a 8% o menos en la fracción en volumen. Para mejorar aún más la capacidad de combado de la lámina de acero base de galvanizado de alta resistencia, la fracción en volumen de la austenita retenida es preferiblemente 5% o menos.

Tenga en cuenta que en toda la estructura de la lámina de acero base, la austenita retenida se limita deseablemente a 8% o menos en la fracción en volumen. Sin embargo, la estructura de metal en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con 1/4 del espesor de la hoja de la lámina de acero base de ser el centro representa la estructura de la lámina de acero base entera. Por lo tanto, cuando la austenita retenida se limita a 8% o menos en la fracción en volumen en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero base, se puede suponer que la austenita retenida se limita sustancialmente a 8% o menos en fracción en volumen en toda la estructura de la lámina de acero base. Por consiguiente, en la presente invención, el intervalo de la fracción en volumen de la austenita retenida en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero base se define.

Además de que la austenita retenida descrita anteriormente se limita a 8% o menos en la fracción en volumen, la estructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención contiene preferiblemente, en la fracción en volumen, 10% a 75% de ferrita, de 10% a 50% en total de uno o ambos de ferrita bainitica y bainita, y 10% a 50% de martensita templada en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con 1/4 del espesor de la hoja de ser el centro. Además, preferiblemente, la martensita fresca se limita a 15% o menos en la fracción en volumen, y la perlita se limita a 5% o menos en la fracción en volumen. Cuando la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención tiene tal estructura, la curtosis K* de una distribución de la dureza que se describirá más tarde se convierte en -0.30 o menos, haciendo que sea una lámina de acero galvanizado de alta resistencia que tiene más excelente capacidad de combado.

Tenga en cuenta que de manera similar la estructura metálica de estas ferritas y asi sucesivamente es deseablemente en un intervalo predeterminado en toda la estructura de la lámina de acero base. Sin embargo, la estructura metálica en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con 1/4 del espesor de la hoja de la lámina de acero base siendo el centro representa toda la estructura de la lámina de acero base. Por lo tanto, cuando 10% a 75% de ferrita, de 10% a 50% en total de uno o ambos de la ferrita bainitica y la bainita, y 10% a 50% de martensita templada en fracción en volumen están contenidos en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero de base, la martensita fresca se limita a 15% o menos en fracción en volumen, y la perlita se limita a 5% o menos en la fracción en volumen, se puede suponer que la estructura de metal de estas ferritas y asi sucesivamente es sustancialmente en de un intervalo predeterminado en toda la estructura de la lámina de acero base. Por consiguiente, en la presente invención, el intervalo de la fracción en volumen de la estructura metálica de estas ferritas y asi sucesivamente se define en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero base.

"Ferrita: 10% a 75%" La ferrita es una estructura eficaz para mejorar la ductilidad, y está contenida preferiblemente en un 10% a 75% en fracción en volumen en la estructura de la lámina de acero base. Cuando la fracción en volumen de ferrita es de menos de 10%, es posible que no se obtenga una ductilidad suficiente. La fracción en volumen de ferrita contenida en la estructura de la lámina de acero base es más preferiblemente 15% o más, adicionalmente preferiblemente 20% o más en vista de la ductilidad. Además, puesto que la ferrita tiene una estructura suave, cuando su fracción en volumen excede 75%, es posible que la resistencia suficiente no pueda obtenerse. Para aumentar suficientemente la resistencia a la tensión de la lámina de acero base, la fracción en volumen de la ferrita contenida en la estructura de la lámina de acero base es preferiblemente 65% o menos, más preferiblemente 50% o menos, "perlita: 5% o menos" Cuando hay una gran cantidad de perlita, la ductilidad se deteriora. Por lo tanto, la fracción en volumen de perlita contenida en la estructura de la lámina de acero base se limita preferentemente a 5% o menos, más preferiblemente 2% o menos . "10% a 50% en total de uno o ambos de ferrita bainitica y bainita" La ferrita bainitica y bainita tienen una excelente estructura en el balance entre la resistencia y la ductilidad, y preferiblemente de 10% a 50% ferrita bainitica y bainita en total en la fracción en volumen están contenidos en la estructura de la lámina de acero base. Además, la ferrita bainitica y bainita tienen una microestructura que tiene una resistencia que está en la mitad entre la ferrita blanda y la martensita dura, y la martensita revenida y la austenita retenida, y que están contenidos preferentemente en un 15% o más en total, más preferiblemente 20% o más en total en vista de la capacidad de combado. Por otra parte, cuando la fracción en volumen de la ferrita bainitica y bainita excede 50% en total, el rendimiento aumenta el estrés en exceso y se deteriora la capacidad de fijación de forma, que por lo tanto no es preferible. Tenga en cuenta que sólo uno de ferrita bainitica y bainita puede estar contenido, o ambos pueden ser contenidos .

"Martensita dulce: 15% o menos" La martensita fresca mejora la resistencia a la tensión en gran medida, pero por otro lado, se convierte en un punto de partida de la destrucción y en gran parte se deteriora la capacidad de combado. En consecuencia, se limitan preferiblemente a 15% o menos en fracción en volumen en la estructura de la lámina de acero base. Para aumentar la capacidad de combado, la fracción en volumen de martensita fresca es más preferiblemente 10% o menos, adicionalmente preferiblemente 5% o menos.

"Martensita revenida: 10% a 50%" La Martensita templada tiene una estructura que mejora la resistencia a la tensión en gran medida, y puede estar contenido en un 50% o menos en la fracción en volumen en la estructura de la lámina de acero base. En vista de la resistencia a la tensión, la fracción en volumen de la martensita templada es preferiblemente 10% o más. Por otra parte, cuando la fracción en volumen de la martensita templada contenida en la estructura de la lámina de acero base es superior a 50%, el rendimiento de la tensión aumenta excesivamente y hay una preocupación de deterioro de la capacidad de fijación de forma, que por lo tanto no es preferible .

"Otra estructura" La estructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención puede contener una estructura tal como la cementita gruesa que no sea de las estructuras anteriormente descritas. Sin embargo, cuando hay una gran cantidad de cementita gruesa en la estructura de la lámina de acero base, la capacidad de combado se deteriora. Por lo tanto, la fracción en volumen de la cementita gruesa contenida en la estructura de la lámina de acero base es preferiblemente 10% o menos, más preferiblemente 5% o menos.

Las fracciones en volumen de las estructuras respectivas contenidas en la estructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención se pueden medir mediante, por ejemplo, el siguiente método .

En cuanto a la fracción en volumen de la austenita retenida, la difracción de rayos-X se lleva a cabo sobre una superficie de observación que es una superficie en paralelo a una superficie de la lámina de la hoja de acero base y a 1/4 de espesor, y se calcula una fracción de área, que puede luego ser asumido como la fracción en volumen.

En cuanto a las fracciones en volumen de la ferrita, perlita, ferrita bainítica, bainita, martensita templada, y martensita fresca contenida en la estructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de la alta resistencia de la presente invención, se recoge una muestra de un superficie de observación, que es una sección transversal del espesor perpendicular a una superficie de la lámina de la lámina de acero base y en paralelo con una dirección de laminación (dirección de reducción de laminación) , la superficie de observación es pulida y un ataque químico con nital, el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor con 1/4 del espesor de la hoja siendo el centro se observa con un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) , y las fracciones de área de estructuras respectivas se miden, que puede suponerse como las fracciones en volumen de las estructuras respectivas.

Como se describió anteriormente, ya que la estructura de metal en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con 1/4 del espesor de la hoja de la lámina de acero base siendo el centro representa la estructura de la lámina de acero base entera, la estructura de metal de toda la estructura de la lámina de acero base puede ser reconocido mediante el uso de la fracción en volumen de la austenita retenida en 1/4 de espesor de la lámina de acero base y las fracciones en volumen de las estructuras de metal, tales como una estructura de metal de ferrita, y así sucesivamente, en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero de base.

La ferrita es una masa de granos de cristal y es una región donde no hay carburo a base de hierro con un eje mayor de 100 nm o más en su interior. Tenga en cuenta que la fracción en volumen de ferrita es la suma de las fracciones en volumen de ferrita restante a la temperatura máxima de calentamiento y de la ferrita recién generada en una región de temperatura de transformación de ferrita.

La ferrita bainitica es una agregación de los granos de cristal en forma de listones que no contiene carburo a base de hierro con un eje mayor de 20 nm o más, en el interior del listón .

La bainita es una agregación de los granos de cristal en forma de listones que tiene plurales carburos a base de hierro con un eje mayor de 20 nm o más en el interior del listón, y estos carburos pertenecen además a una sola variante, es decir, grupo de carburo a base de hierro que se extiende en la misma dirección. Aquí, el grupo de carburo a base de hierro que se extiende en la misma dirección significa las que tienen una diferencia de 5° o menos en la dirección de estiramiento del grupo de carburo a base de hierro.

La martensita revenida es una agregación de los granos de cristal en forma de listones que tienen carburos a base de hierro plurales con un eje mayor de 20 nm o más, en el interior del listón, y estos carburos pertenecen además a variantes plurales, es decir, plurales grupos de carburo a base de hierro que se extiende en direcciones diferentes.

Tenga en cuenta que la bainita y la martensita templada se pueden distinguir fácilmente mediante la observación de los carburos a base de hierro en los granos de cristal en forma de listón mediante el uso de la FE-SEM y comprobando las direcciones de estiramiento de los mismos.

Además, la martensita fresca y austenita retenida no están corroídos suficientemente por el ataque químico de nital. Por lo tanto, ellos se distinguen claramente de las estructuras descritas anteriormente (la ferrita, ferrita bainítica, bainita, martensita templada) en la observación con la FE-SEM.

Por lo tanto, la fracción en volumen de la martensita fresca se obtuvo en forma de una diferencia entre la fracción de área de una región observada no corroída con la FE-SEM y la fracción de área de la austenita retenida medida con rayos-X.

(La curtosis K* de la distribución de dureza) En la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, la curtosis K* en la distribución de la dureza de un intervalo predeterminado de la lámina de acero base es -0.30 o menos. Aquí, la distribución de dureza en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención se define como sigue. Específicamente, las regiones de medición plurales con un diámetro de 1 µp? o menos se establecen en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero de base, y la dureza en las regiones de medición plurales se mide. Entonces, los valores de medición de las regiones de medición respectivas están dispuestos en un orden ascendente para obtener la distribución de dureza. Entonces, se obtiene un número entero NO.02, que es un número que se obtiene multiplicando un número total de valores de medición de la dureza por 0.02 y redondeando hacia arriba este número cuando se incluye una fracción. Entonces, la dureza de un valor de medición que es el NO .02-ésimo¦ más grande a partir de un valor de medición de dureza mínima se toma como 2% de dureza. Además, un número entero NO.98 se obtiene, que es un número que se obtiene al multiplicar un número total de valores de medición de la dureza por 0.98 y redondeando hacia abajo este número cuando se incluye una fracción. Entonces, la dureza de un valor de medición que es el N0.98-ésimo más grande a partir de un valor de medición de dureza mínima se toma como 98% de dureza. Entonces, en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, la curtosis K* en la distribución de dureza entre la dureza 2% y la dureza 98% se encuentra en el intervalo por debajo de -0.30 o menos .

Específicamente, por ejemplo, cuando las regiones de medición con un diámetro de 1 µ?t? o menos se fijan en 1000 posiciones en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero base, y la dureza se mide en regiones de medición en estos 1000 puntos, "el número total de valores de medición de la dureza" es 1000. Entonces, la distribución de la dureza se puede conseguir mediante la disposición de los valores de medición de dureza medidos en las regiones de medición respectivos en estos 1000 puntos en un orden ascendente.

En este caso, un número resultante de multiplicar el número total de valores de medición de la "dureza (es decir, 1000) por 0.02 (=20) es el "número entero NO.02". Entonces, en la distribución de dureza obtenida, la dureza de la NO.02-ésimo (es decir, 20a) valor de medición más grande a partir del valor de medición de la dureza mínima es 2% dureza.

Además, de manera similar, un número resultante de multiplicar el número total de valores de medición de la dureza (es decir, 1000) por 0.98 (= 980) es el "número entero NO.98". Entonces, en la distribución de dureza obtenido, la dureza del N0.98-ésimo (es decir, 980a) valor de medición más grande a partir del valor de medición de dureza mínima es 98% dureza .

Tenga en cuenta que aunque el caso en el que el número total de valores de medición de la dureza es de 1000 se ha descrito, cuando el número total de valores de medición de la dureza es de 2000 (es decir, cuando la dureza se mide en 2000 puntos), el "número entero NO.02" es de 40 y el "número entero NO.98" es 1960. Entonces, la dureza del valor de medición más grande 40-ésimo desde el valor de medición de dureza mínima es 2% de dureza, y la dureza del valor de medición más grande 1960-ésima es 98% dureza.

Además, cuando el "número entero NO.02" se obtiene mediante el procedimiento descrito anteriormente, si el número que resulte de multiplicar por 0.02 incluye una fracción, un número que se obtiene redondeando hacia arriba después del punto decimal es el "número entero NO.02". Del mismo modo, cuando se obtiene el "número entero NO.98", si el número que resulte de multiplicar por 0.98 incluye una fracción, un número que se obtiene redondeando hacia arriba después del punto decimal es el " número entero NO.98".

Aquí, la "dureza" que se utiliza para la distribución de dureza en la presente invención significa un valor de medición medido por el método siguiente. Específicamente, un probador de dureza micro dinámica que tiene un indentador piramidal triangular tipo Berkovich se utiliza para medir la dureza por método de medición empuje-en profundidad con una carga de empuje-en de 1 g de peso. Tenga en cuenta que la posición de medición de la dureza está en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero base con 1/4 del espesor de la lámina siendo el centro en la sección transversal del espesor en paralelo con la dirección de laminación de la lámina de acero base. Además, el número total de valores de medición de la dureza esta en el intervalo de 100 a 10000, preferiblemente 1000 o más.

En la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, la anteriormente descrita curtosis K* de la distribución de dureza entre 2% de dureza y 98% de dureza es -0.30 o menos, y hay una pequeña dispersión en la distribución de la dureza en la lámina de acero base. Por lo tanto, un limite donde las regiones que difieren en gran medida de la dureza están en contacto uno con el otro disminuye, y excelente capacidad de combado se pueden obtener. Para obtener más excelente capacidad de combado, la curtosis K* es preferentemente de -0.40 o menos, más preferiblemente de -0.50 o menos. Aunque los efectos de la presente invención se exhiben sin particular estableciendo el limite inferior de la curtosis K*, es difícil de experiencias para hacer que la K* sea -1.20 o menos, que es por tanto, establecer como el límite inferior. Sin embargo, en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, esta curtosis K* puede ser más de -0.40, y por ejemplo, puede ser de aproximadamente -0.35 a -0.38.

Obsérvese que la curtosis K* es un número que se obtiene con la siguiente ecuación a partir de datos de valores de medición de dureza en las regiones de medición plurales, y es un valor evaluado mediante la comparación de una distribución de frecuencia de los datos con una distribución normal. Cuando la curtosis se convierte en un valor negativo, que representa que una curva de distribución de frecuencia de los datos es relativamente plana y significa que cuanto mayor sea el valor absoluto de los mismos, más se desvía de la distribución normal .

Ecuación 1 (NO.98 -NO.02 + 1XN0.98-N0.0Z + Z) r*« HiH.V* 3(N0.98-N0.02)' K *_ [(N0.9B - NO.02)(N0. 8 - NO.02—1)(N0.98 - NO.02 - 2)1 * V7T7 (NO.98 - NO.02 - 1)(N0.98 - NO.02 - 2)' Nótese que en la ecuación anterior, Hi indica la dureza del mayor punto de medición i-ésimo desde el valor de medición de dureza mínima, H* indica la dureza promedio desde el punto de medición N0.02-ésimo más grande al N0.98-ésimo punto de medición mayor desde la dureza mínima, y s* indica una desviación estándar desde el punto de medición más grande NO .02-ésimo al punto de medición N0.98-ésimo punto de medición mayor desde la dureza mínima.

(La proporción de la dureza Vickers entre la capa de superficie y 1/4 de espesor de la lámina de acero base) Además, en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, una proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base " (dureza en Vickers de la capa de superficie) / (la dureza en Vickers de 1/4 de espesor)" es 0.35 a 0.70. Tenga en cuenta que en la presente invención, la "dureza en Vickers de la capa de superficie de la lámina de acero base" significa la dureza en Vickers en el punto de entrar en el lado de la lámina de acero base por 10 µ?? desde la interfaz entre una superficie de la lámina de acero base y la capa galvanizado aleado.

La dureza en Vickers de la capa de superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base se puede medir por un método que se describirá a continuación. Específicamente, la dureza en Vickers se mide en cinco puntos separados por 1 mm o más entre si en la dirección de laminación de la lámina de acero base en cada uno de los punto de entrada en el lado de la lámina de acero base por 10 µp? desde la interfaz entre la superficie de la lámina de acero base y la capa de galvanizado aleado y el punto de 1/4 de espesor de la lámina de acero base, el valor máximo y el valor mínimo se descartan, y se emplea el valor promedio de tres posiciones restantes. En la medición de la dureza en Vickers, la carga es 100 gf.

En la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, puesto que la proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base está en el intervalo descrito anteriormente, la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base es suficientemente baja en comparación con la dureza en Vickers de 1/4 de espesor, y la capa superficial de la lámina de acero base tiene una excelente microestructura de la ductilidad. En consecuencia, la formación de cuello en el lado de la lámina de acero base en la interfaz entre la superficie de la lámina de acero base y la capa de galvanizado aleado en el caso en el que se realiza la capacidad de combado de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia se evita, y la formación de cuello en la interfaz entre el la superficie de la lámina de acero base y la capa de galvanizado aleado no se produce fácilmente.

Cuando la proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base sea superior a 0.70, la capa superficial de la lámina de acero base es dura y de formación de cuello en la superficie de la lámina de acero base no se puede prevenir suficientemente, por lo tanto, que se traduce en la capacidad de combado insuficiente. Para obtener más capacidad de combado excelente, la proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base es preferiblemente 0.60 o menos. Además, cuando la proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base es menor que 0.35, la capacidad de bordear el estiramiento se deteriora. Para obtener una buena la capacidad de bordear el estiramiento, la proporción entre la dureza en Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base es preferiblemente 0.38 o más.

(Capa aleada galvanizada) En la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, se forma una capa de galvanizado aleado en la superficie de la lámina de acero base. Un cuerpo principal de la capa de galvanizado aleado es una aleación de Fe-Zn formado por difusión de Fe en el acero en el revestimiento de cinc mediante la reacción de aleación, y el contenido de hierro en la capa de galvanizado aleada es de 8% a 12% en % en masa. En la presente invención, ya que el contenido de hierro en la capa de galvanizado aleado es 8% a 12%, la destrucción y descamación de la capa de galvanizado aleado se puede evitar suficientemente cuando se realiza la capacidad de combado en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia. El contenido de hierro en la capa de galvanizado aleado es 8.0% o más para asegurar una buena resistencia a la descamación, y es preferiblemente 9.0% o más. Además, el contenido de hierro en la capa de galvanizado aleado es 12.0% o menos para garantizar una buena resistencia a la pulverización, y es preferiblemente de 11.0% o menos. Además, la capa de galvanizado aleado puede contener Al como impureza.

La capa de galvanizado aleada puede contener uno o más de Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM, o se pueden mezclar en si mismo. Cuando la capa de galvanizado aleado contiene uno o más de los citados elementos o han mezclado en ellos, los efectos de la presente invención no se ven afectadas, y puede incluso haber casos en los que mejoran la resistencia a la corrosión, la capacidad de trabajo, y/o similares en función de su contenidos, y por lo tanto son preferibles.

El peso del revestimiento de la capa de galvanizado de aleación no es particularmente limitada, pero es deseablemente 20 g/m2 o más en vista de la resistencia a la corrosión y 150 g/m2 o menos en vista de la economía. Además, un espesor promedio de la capa de galvanizado de aleación es 1.0 \im o más y 50 µp\ o menos. Cuando es menos de 1.0 µp?, suficiente resistencia a la corrosión no se puede obtener. Preferiblemente, es 2.0 o más. Por otro lado, cuando es más de 50.0 µ??, la resistencia de la lámina de acero se ve afectada, lo que por lo tanto no es preferible. En vista de los costos de las materias primas, el espesor de la capa de galvanizado aleado es más delgada la mejor, preferiblemente 30.0 µp? o menos.

Por otra parte, una o ambas de una película de revestimiento constituido por un óxido de fósforo y una película de revestimiento constituida de un compuesto de óxido que contiene fósforo se puede formar sobre la superficie de la capa de galvanizado aleado.

(Método de fabricación) A continuación, un método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención se describirá en detalle.

Para la fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención, primero, se fabrica una lámina de acero a ser la lámina de acero base. Para la fabricación de la lámina de acero, primero, una losa que tiene los componentes químicos descritos anteriormente (composición) es fundida. Entonces, se realiza una etapa de laminación en caliente, incluyendo el calentamiento a 1050°C o más, completando la laminación en caliente a una temperatura de acabado de laminado en caliente de 880°C o más, y embobinado en una región de temperatura de 750°C o menos, (Paso de laminación en caliente) A medida que la losa que se somete a la etapa de laminación en caliente, una losa de colada continua o una losa producida por una máquina de colada fina o similar se puede utilizar. El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención es compatible con un proceso igual que la laminación de fundición directa continua (CC-DR) en el que el laminado en caliente se realiza inmediatamente después de la fundición.

En la etapa de laminación en caliente, la temperatura de calentamiento de la losa debe ser 1050 °C o más. Cuando la temperatura de calentamiento de la losa es excesivamente baja, la temperatura de laminado de acabado se hace menor que un punto de transformación Ar3, y el laminado con una región de dos fases de ferrita y austenita se realiza. Por lo tanto, se genera una estructura de grano dúplex con una estructura de laminado en caliente heterogénea, y una estructura heterogénea no se resolverá incluso después de someterse a la etapa de laminación en frió y el paso de recocido continuo, lo que resulta en una lámina de acero base con mala ductilidad y capacidad de combado. Además, la disminución de la temperatura de calentamiento de la losa conduce al aumento excesivo de la carga de laminación, y hay preocupaciones de dificultad en la laminación, lo que provoca una forma defectuosa de la lámina de acero base después del laminado, y similares. Aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin establecer el limite superior de la temperatura de calentamiento de la losa, el establecimiento de una temperatura excesivamente alta de calentamiento no es preferible en vista de la economía, y por lo tanto el límite superior de la temperatura de calentamiento de la losa es deseablemente 1350 °C o menos.

Tenga en cuenta que el punto de transformación Ar3 se calcula con la siguiente fórmula.

Ara = 901-325 x C+33 x Si-92 x (Mn + Ni/2 + Cr/2 + Cu/2 + Mo/2) + 52 x Al En esta fórmula, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, Al representan el contenido de los respectivos elementos de {en % en masa}. Cuando un elemento no está contenido, se calcula como 0.

Además, la temperatura de laminación en caliente de acabado debe ser 880 °C o más. Cuando la temperatura de laminación en caliente de acabado es menor que 880°C, la carga de laminación durante la laminación de acabado se hace alta, y existe preocupación de hacer el laminado en caliente difícil, causando una forma defectuosa de la lámina de acero laminado en caliente para ser obtenida después de la laminación en caliente, y similares. Además, la temperatura de laminación en caliente de acabado de la laminación en caliente es preferiblemente igual a o mayor que el punto de transformación Ar3. Cuando la temperatura de laminación en caliente de acabado es menor que el punto de transformación Ar3, la laminación en caliente se hace de dos fases de laminación de ferrita y austenita, y la estructura de la lámina de acero laminada en caliente puede convertirse en una estructura heterogénea de grano dúplex.

Por otro lado, aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin establecer el limite superior de la temperatura de laminado en caliente de acabado, cuando se establece una temperatura de laminación en caliente excesivamente alto de acabado, la temperatura de calentamiento de la losa se debe establecer excesivamente alta con el fin de garantizar esta temperatura. Por lo tanto, el limite superior de la temperatura de laminado en caliente de acabado es deseablemente 1000°C o menos.

Para evitar el aumento excesivo en el grosor del óxido formado en la superficie de la lámina de acero laminado en caliente y el deterioro de la propiedad de la capacidad de decapado, una temperatura de bobinado de 750 °C o menos se establece. Para aumentar aún más la capacidad de decapado, la temperatura de bobinado es preferiblemente de 720 °C o menos, más preferiblemente 700°C o menos.

Por otro lado, cuando la temperatura de bobinado es inferior a 500°C, la resistencia de la lámina de acero laminada en caliente aumenta excesivamente y hace difícil la laminación en frío, y por lo tanto la temperatura de bobinado es de 500 °C o más. Para reducir una carga de laminación en frío, la temperatura de bobinado es preferiblemente de 550°C o más, más preferiblemente 600°C o más.

A continuación, preferentemente, se lleva a cabo el decapado de la lámina de acero laminado en caliente fabricado de este modo. El decapado es para eliminar los óxidos en las superficies de la lámina de acero laminado en caliente, y por lo tanto es importante para mejorar la capacidad de revestimiento de la lámina de acero base. Además, el decapado puede ser una vez o puede ser realizado una pluralidad de veces por separado.

(Paso de laminación en frío) Aunque también es posible someter la lámina de acero laminada en caliente después del decapado como es a una etapa de recocido continuo, un paso de laminación en frío se puede realizar en el decapado de la lámina de acero laminada en caliente con el propósito del ajuste de la hoja y/o corrección de la forma. Cuando se realiza la etapa de laminación en frío, una proporción de reducción se establece preferiblemente en el intervalo de 30% a 75% a fin de obtener una lámina de acero base que tiene una excelente forma con alta precisión de espesor de hoja. Cuando la proporción de reducción es menor que 30%, es difícil mantener su forma plana, posiblemente resultante de una mala ductilidad del producto final. La proporción de reducción en el paso de laminación en frió es preferiblemente 40% o más, más preferiblemente 45% o más. Por otro lado, en la laminación en frió con una proporción de reducción de más de 75%, una carga de laminación en frió se vuelve demasiado grande y hace el laminado en frío difícil. Por lo tanto, la proporción de reducción es preferiblemente 75% o menos. En vista de la carga de laminación en frío, la proporción de reducción es más preferiblemente 70% o menos.

Tenga en cuenta que en la etapa de laminación en frío, los efectos de la presente invención se exhiben sin particularmente que define el número de veces que se pase de laminación en frío y una proporción de reducción de cada pasada de laminación.

(Fase de recocido continuo) A continuación, se lleva a cabo una etapa de recocido continuo en el que la lámina de acero laminada en caliente obtenida después de la etapa de laminación en caliente o la lámina de acero laminado en frío obtenido después de la etapa de laminación en frío se pasa a través de una línea de recocido continuo. En la etapa de recocido continuo de la presente invención, la lámina de acero se calienta en un intervalo de temperatura de entre 600 °C y el punto de transformación Aci a una velocidad de calentamiento promedio de l°C/segundo o más. A continuación, la lámina de acero se mantiene durante 20 segundos a 600 segundos a una temperatura de recocido entre (punto de transformación Aci + 40) °C y el punto de transformación Ac3 y en una atmosfera en el que log (presión parcial del agua/presión parcial de hidrógeno) es -3.0 a 0.0, y el procesamiento de deformación de la capacidad de combado-no combado se aplica dos o más veces a la lámina de acero mediante el uso de un rodillo con un radio de 800 mm o menos, realizando de esta manera un tratamiento con el fin de hacer una diferencia en la cantidad de tensión acumulada entre una superficie frontal y posterior sea 0.0050 o menos. A partir de entonces, la lámina de acero se enfria en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C a una velocidad de enfriamiento promedio de 1.0 °C a 5.0 °C/segundo .

En la presente invención, mediante la realización de la etapa de recocido continuo, se controla la distribución de la cantidad de C en el interior de la lámina de acero laminada en caliente o la lámina de acero laminado en frió, la dureza dentro de la lámina de acero laminada en frió está asegurada, y mientras tanto la dureza de una capa de superficie está hecha moderadamente baja.

En la etapa de recocido continuo, en primer lugar, la lámina de acero laminada en caliente obtenida después de la etapa de laminación en caliente o la lámina de acero laminado en frió obtenida después de la etapa de laminación en frió se calienta a la velocidad promedio de calentamiento de l°C/segundo o más en el intervalo de temperatura entre 600 °C y el punto de transformación Aci . Cuando la temperatura de la lámina de acero se convierte en 600°C o más, la descarburación desde la lámina de acero comienza. En el intervalo de temperatura entre 600°C y el punto de transformación Aci , el hierro contenido en la lámina de acero es el mismo hierro bcc tanto en el interior y la superficie. En la presente invención, el hierro bcc es un nombre genérico de ferrita, bainita, ferrita bainitica, y martensita que tiene una red cúbica centrada en el cuerpo.

En el intervalo de temperaturas entre 600 °C y punto de transformación Aci , ya que todo el hierro contenido en la lámina de acero es hierro bcc, no sólo de carbono en una capa de superficie de la lámina de acero pero también de carbono en una parte central de la lamina de acero puede escapar fácilmente de una capa más externa. Cuando la velocidad promedio de calentamiento en el intervalo de temperatura entre 600 °C y el punto de transformación Aci es menos de l°C/segundo, se necesita mucho tiempo para que la lámina de acero llegue a Aci punto de transformación a partir de 600 °C, y por lo tanto hay una posibilidad de que la cantidad de C se escape de la lámina de acero en el intervalo de temperatura entre 600 °C y el punto de transformación Aci se vuelve demasiado grande, lo que resulta en una resistencia insuficiente de la lámina de acero galvanizado. Para asegurar la resistencia de la lámina de acero galvanizado, la velocidad promedio de calentamiento en el intervalo de temperatura entre 600 °C y el punto de transformación Aci es preferentemente 2°C/segundo o más. A pesar de que no seria un problema cuando el limite superior de la velocidad promedio de calentamiento entre 600 °C y el punto de transformación Aci no está particularmente definido, que es preferiblemente de 100 °C/segundo o menos en vista del costo.

A partir de entonces, la lámina de acero que han alcanzado el punto de transformación Aci se calienta más, y la lámina de acero se conserva a una temperatura de recocido entre (el punto de transformación Aci + 40) °C y el punto de transformación Ac3 y en una atmosfera en el que log (presión parcial de agua/ presión parcial de hidrógeno) es -3.0 a 0.0 durante 20 segundos a 600 segundos, y el procesamiento de deformación de la capacidad de combado-no combado se aplica dos o más veces a la lámina de acero mediante el uso de un rodillo con un radio de 800 mm o menos, realizando de esta manera un recocido con el fin de hacer una diferencia en la cantidad de tensión acumulada entre una superficie frontal y posterior sea 0.0050 o menos.

En la región de temperatura (temperatura de recocido) entre (el punto de transformación Aci + 40) °C y el punto de transformación Ac3, la lámina de acero se encuentra en un estado que una microestructura en la capa superficial de la lámina de acero es hierro bcc y una microestructura en la porción central de la lámina de acero es austenita. En comparación con el hierro bcc, más carbono puede disolver sólidos en austenita. Por consiguiente, el carbono no se difunde fácilmente desde la austenita a hierro bcc, pero fácilmente desactiva a partir de hierro bcc al exterior o en austenita. Por lo tanto, a la temperatura de recocido, el carbono en la porción central de la lámina de acero se mantiene en la porción central, una parte del carbono en la capa superficial de la lámina de acero se difunde a la parte central, y el resto se escapa desde la capa más externa. Por lo tanto, la lámina de acero posee, como resultado, una distribución tal que la cantidad de carbono en la parte central es mayor que en la capa superficial.

Cuando la temperatura de recocido es inferior a (punto de transformación Aci + 40) °C, el carbono no se difunde fácilmente desde el hierro bcc al exterior o austenita, y la distribución de la cantidad de C en la lámina de acero no se hacen más grandes en el parte central que en la capa superficial. Por lo tanto, la temperatura de recocido es preferiblemente (punto de transformación Aci + 50) °C o más, más preferiblemente (punto de transformación Aci + 40) °C o más. Además, cuando la temperatura de recocido excede el punto de transformación c3, el hierro bcc puede no existir, la dureza de la capa superficial es difícil de controlar, y la fracción en volumen de austenita retenida aumenta, deteriorando asi la capacidad de combado. Por lo tanto, la temperatura de recocido es preferiblemente (Ac3 - 10) °C o menos, más preferiblemente (Ac3 - 15) °C o menos.

En la presente invención, la atmósfera para llevar a cabo el recocido se establece de modo que log (presión parcial de agua/ presión parcial de hidrógeno) es -3.0 a 0.0. Al hacer que el logaritmo de la proporción entre la presión parcial del agua y la presión parcial de hidrógeno sea -3.0 a 0.0, la descarburación de la capa de superficie de la lámina de acero mediante la realización de recocido se facilita moderadamente. Cuando el logaritmo de la proporción entre la presión parcial del agua y la presión parcial de hidrógeno es inferior a -3.0, la descarburación de la capa de superficie de la lámina de acero mediante la realización del recocido se vuelve insuficiente. Para facilitar la descarburación, el logaritmo de la proporción entre la presión parcial del agua y la presión parcial de hidrógeno es preferiblemente de -2.5 o más. Cuando el logaritmo de la proporción entre la presión parcial de agua y la presión parcial de hidrógeno es más de 0.0, la descarburación desde la capa de superficie de la lámina de acero mediante la realización de recocido se facilita en exceso, y es posible que la resistencia de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado se convierte insuficiente. Para asegurar la resistencia de la lámina de acero base, el logaritmo de la proporción entre la presión parcial del agua y la presión parcial de hidrógeno es preferiblemente -0.5 o menos. Además, preferiblemente, la atmósfera para realizar el recocido incluye nitrógeno, vapor de agua, y el hidrógeno y está constituida principalmente de nitrógeno, y oxígeno puede estar contenido además de nitrógeno, vapor de agua, y el hidrógeno.

En la presente invención, el tiempo de retención en la temperatura de recocido y la atmósfera que se ha descrito anteriormente es de 20 segundos a 600 segundos. Cuando el tiempo de retención es inferior a 20 segundos, la cantidad de carbono difundiendo a partir de hierro bcc al exterior o austenita se vuelve insuficiente. Para asegurar la cantidad de carbono de difusión a partir de hierro bcc, el tiempo de retención es preferiblemente 35 segundos o más, más preferiblemente 50 segundos o más. Además, cuando el tiempo de retención supera los 600 segundos, la cantidad de carbono que escapa de la capa más externa se hace grande, y la dureza de la capa superficial disminuye excesivamente. Para asegurar la dureza de la capa superficial, el tiempo de retención es preferiblemente de 450 segundos o menos, más preferentemente 300 segundos o menos.

Al realizar el recocido, el procesamiento de la deformación por combado-no combado se lleva a cabo dos o más veces mediante el uso de un rodillo con un radio de 800 mm o menos a la temperatura de recocido y en la atmósfera por encima, con el fin de hacer una diferencia en la cantidad de tensión acumulada entre una superficie frontal y trasera a ser 0.0050 o menos. A través de este procesamiento de la deformación de combado-no combado, la tensión se introduce en la capa superficial de una lámina de acero a ser la lámina de acero base, y la capa más externa se transforma en hierro bcc de manera eficiente. En la presente invención, ya que la diferencia en la cantidad de tensión acumulada entre la superficie de la parte delantera y la posterior está hecha para ser 0.0050 o menos, la parcialidad en la capacidad de combado entre la superficie de la parte delantera y posterior en la lámina de acero base de la finalmente obtenida lámina de acero galvanizado se hace suficientemente pequeño. Por otro lado, cuando la cantidad de tensión introducido en la capa superficial de la lámina de acero es empujado a una de la superficie parte frontal y la posterior y la diferencia en la cantidad de tensión acumulada entre la superficie parte delantera y la superficie trasera supera 0.0050, una distribución de la dureza en la superficie frontal y la trasera se desequilibra, lo que resulta en diferente capacidad de combado en la superficie parte delantera y la trasera en la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado obtenida finalmente, que no es preferible. La diferencia en la cantidad tensión acumulada entre la superficie frontal y trasera de la lámina de acero es más pequeño la mejor, preferiblemente 0.0030 o menos.

Además, aunque no hay ningún limite superior particular de la cantidad de veces del procesamiento de deformación por combado-no combado, la forma de la lámina de acero no se puede mantener cuando la cantidad tensión acumulada entre la superficie de la parte delantera y trasera de la lámina de acero es superior a 0.100, y por lo tanto la cantidad de tensión acumulada entre la superficie frontal y la parte trasera está preferiblemente en el intervalo de 0.100 o menos.

El rodillo utilizado para el procesamiento de la deformación por combado-no combado tiene un radio de 800 mm o menos. Al tener el radio del rodillo de 800 mm o menos, la tensión se puede introducir fácilmente en la capa superficial de la lámina de acero. Cuando el radio del rodillo es mayor que 800 mm, la tensión no puede ser introducida suficientemente en la superficie de la lámina de acero, la capa superficial no se transforma en hierro bcc, y por lo tanto la dureza de la capa de superficie no llega a ser suficientemente baja.

En el procesamiento de la deformación de combado-no combado, el combado se realiza una pluralidad de veces en el que la cantidad de tensión proporcionado por un momento de combado sobre un lado exterior del combado está limitada en el intervalo de 0.0007 o más a 0.091 o menos por deformación por tensión. Para permitir la transformación suficiente de fase, la cantidad de tensión proporcionado por un momento de combado es preferiblemente 0.0010 o más en el exterior del combado. Cuando la cantidad de tensión proporcionado en la parte exterior de combado por un momento de combado es superior a 0.091, la forma de la lámina de acero no se puede mantener. En vista de esto, la cantidad de tensión proporcionado en la parte exterior de combado por un momento de combado es preferiblemente 0.050 o menos, más preferiblemente 0.025 o menos.

Además, mientras que la transformación de ferrita en la capa superficial de los beneficios de la lámina de acero por el procesamiento de deformación por combado-no combado en las proximidades de la temperatura más alta de recocido, en el interior de la lámina de acero donde la tensión es pequeña, la transformación de la ferrita se retrasa y la proporción de los aumentos de austenita, y allí produce una diferencia en dureza entre la capa superficial y la parte interior (1/4 de espesor) . Para hacer una diferencia efectiva en la dureza se produce entre la capa superficial y la parte interior (1/4 de espesor) , el espesor de la lámina de la hoja de acero es deseablemente 0.6 mm o más y 5.0 mm o menos. Cuando es menos de 0.6 mm, es difícil mantener la forma de la lámina de acero. Cuando es más de 5.0 mm, es difícil controlar la temperatura de la lámina de acero, y las características del objetivo no se puede obtener. Además, cuando el diámetro del rodillo es más de 800 mm, de tensión suficiente no puede ser introducido en la capa superficial de la lámina de acero. Aunque el limite inferior del diámetro del rodillo no está particularmente configurado, 50 mm o más es preferible debido a los costos de mantenimiento del equipo de aumento cuando se utiliza un rollo de menos de 50 mm.

A continuación, la lámina de acero después del procesamiento de la deformación por combado-no combado se lleva a cabo es enfriado a la velocidad promedio de enfriamiento de 1.0 a 5.0 °C/segundo en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C. Por lo tanto, la ferrita que es hierro bcc se genera en la microestructura en la porción central de la lámina de acero, y que acompaña a este, parte del C se difunde desde la porción de centro de la lámina de acero a la porción de la capa superficial. Por lo tanto, una diferencia de concentración en la cantidad de C entre la parte central y la capa superficial de la lámina de acero se hace pequeño, y la distribución de la cantidad de C en la lámina de acero se corresponde con el intervalo de la proporción entre la dureza en Vickers de la capa de superficie y la dureza en Vickers de 1/4 de espesor " (dureza en Vickers de la capa superficial )/ (dureza en Vickers de 1/4 de espesor)" en la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia de la presente invención.

Cuando la velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C es de menos de 1.0 °C/segundo, el tiempo de retención en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C se convierte en largo y una cantidad grande se genera de ferrita. Por lo tanto, la difusión de C desde la porción central de la lámina de acero a la porción de la capa superficial se facilita, y la diferencia entre la dureza de la parte central y la dureza de la capa superficial de la lámina de acero se vuelve insuficiente. Además, cuando la velocidad de enfriamiento promedio en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C excede 5.0°C/segundo, la cantidad de ferrita generada en la microestructura de la porción central de la lámina de acero es insuficiente, y la diferencia de concentración de la cantidad de C entre la parte central y la capa superficial de la lámina de acero es demasiado grande.

Obsérvese que cuando la lámina de acero se enfria a la velocidad promedio de enfriamiento de 1.0 °C/segundo a 5.0 °C/segundo en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C después de que se realiza el procesamiento de deformación por combado-no combado, preferiblemente, está en una atmosfera en el que log (presión parcial del agua/presión parcial de hidrógeno) es -3.0 o menos. Por lo tanto, la difusión de C desde la porción de capa superficial de la lámina de acero hacia el exterior en el intervalo de temperatura de 740°C a 650°C se puede detener, el C en la porción de capa superficial se puede aumentar de manera más eficiente, y la tensión de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia se puede asegurar.

A continuación, en esta modalidad, en el intervalo de temperatura de 650°C a 500°C, la lámina de acero se puede enfriar a una velocidad promedio de enfriamiento de 5°C/segundo a 200 °C/segundo . Según la lámina de acero se enfria a un intervalo de temperatura de 500°C o menos, el crecimiento de la ferrita en la microestructura de la porción central de la lámina de acero se detuvo, y la difusión de C a través de una larga distancia entre la parte central y la parte de la capa de superficie de la lámina de acero se detuvo .

Cuando la velocidad promedio de enfriamiento en el intervalo de temperatura de 650°C a 500°C es menos de 5°C/segundo, se genera una gran cantidad de perlita y/o carburo a base de hierro, y por lo tanto la austenita retenida se vuelve insuficiente. En vista de esto, la velocidad promedio de enfriamiento es preferiblemente 7.0 °C/segundo o más, más preferiblemente de 8.0 °C/segundo o más. Por otro lado, aunque los efectos de la presente invención se exponen en particular y sin establecer el limite superior de la velocidad promedio de enfriamiento en el intervalo de temperatura de 650°C a 500°C, se necesita un equipo especial para hacer que la velocidad de enfriamiento promedio exceda de 200°C, y por lo tanto el limite superior de la velocidad de enfriamiento se ajuste a 200 °C/segundo en vista de los costos.

A continuación, en esta modalidad, la lámina de acero se mantiene preferentemente durante 15 a 1000 segundos en el intervalo de temperatura de 500°C a 400°C. Por lo tanto, la lámina de acero a ser la lámina de acero base obtiene cantidades preferibles de austenita retenida, bainita, y/o ferrita bainitica. A 400°C o menos, la transformación de la bainita procede en exceso, la concentración de C a la austenita retenida procede, y por lo tanto una gran cantidad de restos de austenita retenida. Por lo tanto, se hace difícil hacer que la fracción en volumen de austenita retenida para ser 8% o menos. Además, cuando el tiempo de retención en el intervalo de temperatura de 500°C a 400°C excede los 1000 segundos, el carburo a base de hierro grueso, que funciona como un punto de partida de la destrucción, se genera y crece, y por lo tanto la capacidad de combado se deteriora en gran medida .

(Paso de aleación de revestimiento) A continuación, se realiza un tratamiento de aleación, incluyendo la inmersión de la lámina de acero después de la etapa de recocido continuo en un baño de galvanización, y luego retener a una temperatura de 470°C a 650 °C durante 10 segundos a 120 segundos. Por lo tanto, se forma la lámina de acero · galvanizado de alta resistencia de la presente invención, que contiene la aleación de Zn-Fe en la superficie de la lámina de acero base y en el que se forma una capa de galvanizado aleado con un contenido de hierro de 8% a 12%.

Tenga en cuenta que normalmente, cuanto mayor sea el contenido de carbono de la lámina de acero base, menor será el contenido de hierro contenido en la capa de galvanizado aleado y menor es la adhesión entre la lámina de acero base y la capa de galvanizado aleado. Además, en la presente invención, con el fin de hacer una lámina de acero galvanizado de alta resistencia con una resistencia máxima a la tensión de 900 MPa o más, está contenida una gran cantidad de carbono que es un elemento que mejora la resistencia. Sin embargo, en la presente invención, puesto que la concentración de carbono en la capa superficial de la lámina de acero laminado en frió para ser la lámina de acero base obtenida después de la etapa de recocido continuo es baja, la capa de galvanizado aleado excelente en la adhesión con un contenido de hierro de 8% al 12% está formado en la etapa de aleación de revestimiento.

El baño de galvanización no está particularmente limitado, los efectos de la presente invención no se ven afectados cuando uno o más de Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM se mezclan en el baño de galvanización, e incluso puede haber casos en los que mejoran la resistencia a la corrosión, la capacidad de trabajo, y/o similares en función de su contenido, y por lo tanto son preferibles. Además, el Al puede estar contenido en el baño de galvanización. En este caso, la concentración de Al en el baño es preferiblemente de 0.05% o más y 0.15% o menos.

Además, la temperatura del tratamiento de aleación es preferiblemente 480°C a 560°C, y el tiempo de retención del tratamiento de aleación es preferiblemente de 15 segundos a 60 segundos .

En esta modalidad, después del tratamiento de la aleación, la retención a una temperatura de 200°C a 350°C durante 30 segundos a 1000 segundos es preferible. Esto hace que la estructura de lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia contiene martensita templada. Como resultado, la estructura de la lámina de acero base de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia tiene austenita retenida, ferrita, bainita y/o ferrita bainitica, y martensita templada, y por tener tal estructura de la lámina de acero base, se convierte en una lámina de acero en el que la curtosis K* anteriormente descrita de la distribución de dureza es -0.30 o menos.

Note que en lugar de retener a una temperatura de 200 °C a 350 °C durante 30 segundos a 1000 segundos después del tratamiento de aleación, la lámina de acero después del tratamiento de aleación se puede enfriar a 350°C o menos para generar martensita, y a partir de entonces, puede ser recalentado al Intervalo de temperatura de 350°C o más y 550 C o menos y retenido durante dos segundos o más para generar martensita revenida. Además, la martensita templada se genera en la estructura de la lámina de acero base también por aún más enfriamiento de la lámina de acero, que ha sido enfriado a la región de temperatura de 500°C o menos en la etapa de recocido continuo, a 350°C o menos para generar martensita y a continuación recalentarse, y la retención de 400°C a 500°C.

Por otra parte, en esta modalidad, también es posible llevar a cabo la laminación en frío con una proporción de reducción de 0.05% a 3.00% para la corrección de la forma en la lámina de acero galvanizado de alta resistencia se enfria a temperatura ambiente.

Obsérvese que la presente invención no se limita a los ejemplos descritos anteriormente.

Por ejemplo, en la presente invención, también es posible añadir una película de revestimiento constituida de un óxido de P y/o un compuesto de óxido que contiene P en la superficie de la capa de galvanizado aleado de la lámina de acero galvanizado obtenida por el método descrito anteriormente.

Una película de revestimiento constituida de un óxido de fósforo y/o un óxido compuesto que contiene fósforo puede funcionar como un lubricante cuando se procesa una lámina de acero, y puede proteger la capa de galvanizado aleado formada sobre la superficie de la lámina de acero base.

EJEMPLOS La presente invención se describirá con más detalle mediante los ejemplos.

Las losas que tienen componentes químicos (composición) de la A a la Z, AA a AC ilustrada en la Tabla 1 y Tabla 2, y BA a BF se ilustra en la Tabla 3 fueron echados, el laminado en caliente en las condiciones (temperatura de calentamiento de las losas, temperatura de laminación en caliente final) se ilustra en la Tabla 4 a la Tabla 7 sólo después de la colada, se enfrió, se enrolló a temperaturas ilustradas en la Tabla 4 a la Tabla 7, y se sometieron a decapado. Los ejemplos 4, 10, 16, 22, 49, 54, 102, 106 experimentales eran sólo laminados en caliente (sin laminación en frío) , y otros ejemplos experimentales fueron laminadas en frío en las condiciones (proporciones de reducción) ilustradas en la Tabla 3 a la Tabla 5. Entonces, un paso de recocido continuo y una etapa de aleación del revestimiento se realizaron bajo las condiciones ilustradas en la Tabla 8 a la Tabla 11 en las láminas de acero respectivas de los ejemplos 1 a 109, 201 a 218 experimentales.

[Tabla 1] [Tabla 2 [Tabla 3] [Tabla 5] [Tabla 6] [Tabla 7] [Tabla 8] [Tabla 9] [Tabla 10] [Tabla 11] El punto de transformación Aci y el punto de transformación Ac3 en la Tabla 8 a la Tabla 11 se obtuvieron cortando un pedazo pequeño de las láminas de acero tratadas en las condiciones de las Tablas 4 a 7 antes de realizar el procesamiento de recocido, y la medición de una curva de expansión cúbica de los mismos cuando se calienta por 10 °C/segundo .

En el recocido, se realizó un tratamiento de descarburación incluyendo el paso en el intervalo de temperatura entre 600 °C y Aci punto de transformación a una velocidad de calentamiento promedio se describe en la Tabla 8 a la Tabla 11, el calentamiento a una temperatura de calentamiento máximo (temperatura de recocido) se describe en la Tabla 8 a Tabla 118, y de retención para un tiempo de retención (tiempo de retención en el paso de recocido continuo) se describe en la Tabla 8 a la Tabla 11 en una atmósfera constituida principalmente de nitrógeno en el que la presión parcial de agua y presión parcial de hidrógeno (log (PH2O/PH2) se controla bajo las condiciones descritas en la Tabla 8 a la Tabla 11.

En el tratamiento de descarburación (en la etapa de recocido en continuo), en los ejemplos 1 a 12 experimentales y ejemplos 16 a 29 experimentales, se utilizó un rodillo con un radio de 450 mm y el procesamiento de la deformación por combado-no combado se llevó a cabo 6 veces en total. En los ejemplos 13 a 15 experimentales, se utilizó un rodillo con un radio de 450 itim fue usado y el procesamiento de deformación por combado-no combado se realizó 7 veces en total. En los ejemplos 30 a 44 experimentales de, se utilizó un rodillo con un radio de 730 mm y el procesamiento de deformación por combado-no combado se realizó 4 veces en total. En los ejemplos 45 al 48 experimentales del, los ejemplos 55 al 69 experimentales, y los ejemplos 73 a 109 experimentales, se utilizó un rodillo con un radio de 600 mm y el procesamiento de deformación de combado-no combado se llevó a cabo 6 veces en total. En los 49 a 54 ejemplos experimentales y los ejemplos 70 a 72 experimentales, se utilizó un rodillo con un radio de 780 mm y el procesamiento de deformación de combado-no combado se llevó a cabo 6 veces en total.

Por otro lado, en los ejemplos 201 a 218 experimentales, el procesamiento de deformación por combado-no combado se llevó a cabo una multitud de veces (2 a 12 veces) por el número de veces de procesamiento de deformación de combado-no combado se ilustra en la Tabla 11. Además, en los ejemplos 201 a 218 experimentales, se varió el radio del rodillo para realizar el procesamiento de la deformación de combado-no combado. Los radios mínimos del rodillo (mm) y los radios del rodillo promedio (mm) de los rodillos utilizados para el respectivo procesamiento de deformación de combado-no combado realizado en los ejemplos 201 a 218 experimentales se ilustran en la Tabla 11. Además, en el procesamiento de la deformación de combado-no combado, entre cantidades de tensión total introducidas respectivamente en una superficie frontal y una superficie posterior de la lámina de acero, una cantidad más grande de tensión se ilustra como una tensión total máxima. Además, en los ejemplos 201 a 218 experimentales, el espesor de la lámina de la lámina de acero se varió desde 0.70 hasta 8.00 mm.

Como se describe en la Tabla 8 a la Tabla 11 indica el valor absoluto de una diferencia en las cantidades de tensión introducidas realizando el procesamiento de la deformación de combado-no combado, que se calculan para cada una de la superficie de la parte delantera y la superficie trasera de la lámina de acero.

A partir de entonces, el enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento se ilustra en la Tabla 8 a la Tabla 11 en el intervalo de temperaturas de 740°C a 650°C se efectúa, y el enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento se ilustra en la Tabla 8 a la Tabla 11 en el intervalo de temperatura de 650°C a 500°C fue realizada. Tenga en cuenta que en los ejemplos 47 y 52 experimentales, cuando la lámina de acero se enfrió en el intervalo de temperaturas de 740°C a 650 °C, la atmósfera en un baño de enfriamiento se fijó de modo que log (presión parcial de agua/presión parcial de hidrógeno) =- .0.

A continuación, la lámina de acero después del enfriamiento se retuvo durante un tiempo de retención (tiempo de retención entre la etapa de recocido continuo y un tratamiento de aleación) se describe en la Tabla 8 a la Tabla 11 en el intervalo de temperatura de 500 °C a 400 °C. A partir de entonces, se realizó un tratamiento de aleación incluyendo la inmersión de la lámina de acero en un baño de galvanización y de retención para un tiempo de retención descrito en la Tabla 8 a la Tabla 11 a la temperatura descrita en la Tabla 8 a la Tabla 11.

Después del tratamiento de aleación, la lámina de acero se mantuvo en el intervalo de temperatura de 200 °C a 350 °C durante un tiempo de retención descrito en la Tabla 8 a la Tabla 11 (tiempo de retención del tratamiento de la aleación) .

Después de enfriar a temperatura ambiente, la laminación en frió con una proporción de reducción de 0.15% se realizó en los ejemplos 7 a 34 experimentales, la laminación en frió con una proporción de reducción de 1.50% se realizó en el ejemplo 53 experimental, la laminación en frió con una proporción de reducción de 1.00% se realizó en el ejemplo 54 experimental, y de laminación en frío con una proporción de reducción de 025% se realizó en condiciones de 61 a 100.

A partir de entonces, en los ejemplos 9 y 49 experimentales, una película de revestimiento constituida de un compuesto de óxido que contiene P en la capa superficial de la lámina de acero galvanizado que se añadió.

Los ejemplos experimentales 9 y 49 son ejemplos en los que una película de revestimiento constituido por un compuesto de óxido que contiene P en la capa superficial de la lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleado fue introducido, y una lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente aleado de alta resistencia excelente en la capacidad de conformado puede ser obtenida.

Las microestructuras en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor en las láminas de acero de los ejemplos 1 a 109 y 201 a 218 experimentales se observaron y se midieron las fracciones en volumen. Los resultados de los mismos se ilustran en la Tabla 12 a la Tabla 15. En la Tabla 12 a la Tabla 15, " F" significa ferrita, "B" significa bainita, "BF" significa ferrita bainítica, "TM" significa martensita revenida, "M" significa martensita fresca, y "retenidos ?" medios de austenita retenida.

Entre las fracciones de la microestructura, la cantidad de austenita retenida se midió por difracción de rayos-X, y otros se obtuvieron mediante el ataque químico nital una sección transversal obtenido mediante el corte y pulido de espejo a una sección transversal del espesor en paralelo con la dirección de laminación de la lámina de acero, y la observación de la sección transversal utilizando un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE- SEM) .

Además, se midió el contenido de hierro en 1/2 de espesor de la capa de galvanizado aleado utilizando EDX. Los resultados de los mismos se ilustran en la Tabla 12 a la Tabla 15.

[Tabla 12] [Tabla 13] [Tabla 14] [Tabla 15] La dureza de los ejemplos 1 a 109 y 201 a 218 experimentales se midieron por un método descrito a continuación. Los resultados de los mismos se ilustran en la Tabla 16 a la Tabla 19.

En cuanto a la dureza de la capa de superficie y 1/4 espesor de la lámina de acero base, la dureza en Vickers se midió en cinco puntos, que están separados por 1 mm o más entre si en la dirección de laminado, el valor máximo y el valor mínimo se descartaron, y se utilizó el valor promedio de las tres posiciones restantes. En la medición de la dureza en Vickers, la carga fue de 100 gf. Tenga en cuenta que la dureza en Vickers de la capa superficial se midió en una línea de entrada en el lado de la lámina de acero base por 40 µp? desde la interfaz entre la capa de galvanizado aleado y la lámina de acero base.

La curtosis K* de la distribución de la dureza se calculó utilizando los resultados de la medición de la dureza por el método de medición empujar a fondo con una carga de empuje de 1 g peso mediante el uso de un medidor de dureza micro dinámico que tiene un penetrador piramidal triangular tipo Berkovic . Tenga en cuenta que la posición de medición de la dureza estaba en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor con 1/4 del espesor de la lámina siendo el centro en la sección transversal del espesor perpendicular a la superficie de la lámina de la lámina de acero y en paralelo con la dirección de laminado (dirección de reducción de laminado) . Además, el número total de valores de medición de la dureza se estableció en 1000.

[Tabla 16] [Tabla 17] [Tabla 18] [Tabla 19] La Tabla 20 a la Tabla 23 se lustran los resultados de la evaluación de las características de las láminas de acero de los Ejemplos 1 a 109 y 201 a 218 experimentales por un método descrito a continuación.

Las piezas de ensayo de tensión según la norma JIS Z 2201 se tomaron muestras de las láminas de acero de los ejemplos 1 a 109 y 201 a 218 experimentales, se realizó un ensayo de tensión de acuerdo con JIS Z 2241, y la tensión de la fluencia "YS", la resistencia a la tensión "TS", y la elongación total "EL" se midieron.

Además, se realizó una prueba (JFST1001) de expansión del orificio para evaluar la capacidad de bordear, y se calculó un valor limite de expansión del orificio "?" como un índice de la capacidad de bordear de estiramiento.

Además, se realizó una prueba de combado en V de 90 grados. Una pieza de ensayo de 35 mm x 100 mm fue cortada a partir de las láminas de acero de los ejemplos 1 a 109 experimentales, una superficie de corte de cizalla fue pulido mecánicamente, y un radio de curvatura se ajusta a duplicar el espesor de la lámina, para llevar a cabo de ese modo la evaluación. Entonces, uno que se convirtió en una forma predeterminada se evaluó como pasado (0) , y uno que no se convirtió en la forma predeterminada se evaluó como fracasado (X) . Además, en el momento de la prueba de combado, la presencia de grietas, formación de cuello, y pelado del revestimiento se evaluó por separado por observación visual, y una de ellas con ninguno de ellos se evaluó como pasado (0) , y uno que tiene cualquiera de ellos se evaluó como (X) .

[Tabla 20] RESULTADO DE LA EVALUACION CARACTERISTICA DE LA HOJA DE ACERO [Tabla 21] RESULTADO DE LA EVALUACION CARACTERISTICA DE LA HOJA DE ACERO [Tabla 22] [Tabla 23] Como se ilustra en la Tabla 20 a la Tabla 23, la resistencia a la tensión fue de 900 MPa o más y el resultado de la prueba de combado era O en todos los ejemplos experimentales que son ejemplos de la presente invención entre los ejemplos 1 a 109 y 201 a 218 experimentales.

Por otro lado, en los ejemplos experimentales que son ejemplos comparativos entre los ejemplos 1 a 109 y 201 a 218 experimentales, la resistencia a la tensión fue de menos de 900 MPa o X se incluyó en los resultados de ensayo de combado, y que no satisfacía la excelencia en ambos alta resistencia y capacidad de combado.

En el ejemplo 107 experimental, la cantidad añadida de C es pequeño y una estructura dura no se puede obtener, por lo que la resistencia es inferior.

En el ejemplo 108 experimental, la cantidad añadida de Si es pequeña, el fortalecimiento de la solución sólida de la estructura suave es insuficiente, la dureza de la superficie de la lámina de acero suaviza en gran medida en comparación con su interior, y la capacidad de reborde al estiramiento y la resistencia son inferiores.

En el ejemplo 109 experimental, la cantidad añadida de Mn es pequeña, la fracción en volumen de austenita retenida que se convierte en un punto de partida de la destrucción es grande, y por lo tanto la capacidad de reborde al estiramiento y la capacidad de combado son inferiores.

El ejemplo 94 experimental es un ejemplo en el que la temperatura de terminación de la laminación en caliente es baja, la microestructura se extiende en una dirección y es heterogénea, y por lo tanto la ductilidad, la capacidad de reborde al estiramiento, y la capacidad de combado son inferiores.

El ejemplo 98 experimental es un ejemplo en el que la temperatura para enrollar en una bobina es alta después de la laminación en caliente, la microestructura se hace muy gruesa, y por lo tanto la ductilidad, la capacidad de reborde al estiramiento, y la capacidad de combado son inferiores.

El ejemplo 6 experimental es un ejemplo en el que la velocidad de calentamiento en la etapa de recocido es lento, la descarburación en el producto de la lámina de acero, la dureza de la capa superficial disminuye en gran medida, y por lo tanto la capacidad de reborde al estiramiento y capacidad la de combado son inferiores.

El ejemplo 11 experimental es un ejemplo en el que la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de recocido es baja, muchos carburos gruesos a base de hierro que se convierten en un punto de partida de la destrucción están contenidos, y por lo tanto la ductilidad, la capacidad de reborde al estiramiento, y la capacidad de combado son inferiores .

Por otro lado, el ejemplo 12 experimental es un ejemplo en el que la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de recocido es alta, la fracción en volumen de la austenita retenida que se convierte en un punto de partida de la destrucción es grande, y por lo tanto la capacidad de reborde al estiramiento y la capacidad de combado son inferiores.

En ejemplo 17 experimental es un ejemplo en el que el tiempo de retención en la región de temperatura de tratamiento de descarburación es corto, la dureza de la capa superficial es excesivamente alta, y por lo tanto la capacidad de combado es inferior.

Por otro lado, el ejemplo 18 experimental es un ejemplo en el que el tiempo de retención en la región de temperatura de tratamiento de descarburación es largo, la dureza de la capa superficial disminuye excesivamente, y por lo tanto la capacidad de reborde al estiramiento y capacidad de combado son inferiores.

El ejemplo 23 experimental es un ejemplo en el que la presión parcial del vapor de agua en la atmósfera en la región de temperatura de tratamiento de descarburación es alta, la dureza de la capa superficial disminuye excesivamente, y por lo tanto la capacidad de combado es inferior.

Por otro lado, el ejemplo 24 experimental es un ejemplo en el que la presión parcial del vapor del agua en la atmósfera en la región de temperatura de tratamiento de descarburación es baja, la dureza de la capa superficial es excesivamente alta, y por lo tanto la capacidad de combado es inferior .

En los ejemplos 28, 29 experimentales son ejemplos en los que hay una gran diferencia ?e en cantidades totales de resistencia que se introducen respectivamente en la superficie frontal y la superficie trasera en la región de temperatura de tratamiento de descarburación, y la capacidad de combado es inferior .

En el ejemplo 33 experimental es un ejemplo en el que la velocidad promedio de enfriamiento de 740°C a 650°C es baja, la curtosis en la distribución de la dureza dentro de la lámina de acero es grande, y por lo tanto la capacidad de reborde al estiramiento y capacidad de combado son inferiores.

Por otro lado, el ejemplo 34 experimental es un ejemplo en el que la velocidad promedio de enfriamiento de 740 °C a 650°C es alta, la curtosis en la distribución de la dureza dentro de la lámina de acero es grande, y por lo tanto la ductilidad y la capacidad de combado son inferiores.

En el ejemplo 5 experimental es un ejemplo en el que la velocidad promedio de enfriamiento de 650 °C a 500 °C es baja, una diferencia de dureza entre la capa de superficie de la lámina de acero y el interior es pequeño, también se generan muchos carburos a base de hierro, y la capacidad de combado es inferior .

En el ejemplo 38 experimental es un ejemplo en el que la temperatura de tratamiento de aleación de la capa de revestimiento es alta, el Fe% en la capa del revestimiento es excesiva, los carburos a base de hierro toscos que se convierten en un punto de partida de la destrucción también se generan en el interior de la lámina de acero, y por lo tanto la ductilidad, la capacidad de reborde al estiramiento, y la capacidad de combado son inferiores.

Por otro lado, el ejemplo 39 experimental es un ejemplo en el que la temperatura de tratamiento de aleación de la capa de revestimiento es baja, el Fe% en la capa de revestimiento es insuficiente, y por lo tanto la capacidad de combado es inferior.

En el ejemplo 43 experimental es un ejemplo en el que el tiempo de tratamiento de aleación de la capa de revestimiento es corto, el Fe% en la capa de revestimiento es insuficiente, y la capacidad de combado es inferior.

Por otro lado, el ejemplo 44 experimental en un ejemplo en el que el tiempo de tratamiento de aleación de la capa de revestimiento es largo, los carburos a base de hierro toscos que se convierten en un punto de partida de la destrucción se generan en el interior de la lámina de acero, y por lo tanto la ductilidad, la capacidad de reborde al estiramiento, y la capacidad de combado son inferiores.

En el ejemplo 203 experimental es un ejemplo en el que el espesor de la lámina de la lámina de acero es significativamente delgada, el aplanamiento de la lámina de acero no se puede mantener, y no fue posible realizar la prueba de evaluación de característica predeterminada.

En el ejemplo 206 experimental es un ejemplo en el que hay una gran diferencia ?e en cantidades de tensión total que se introducen respectivamente en la superficie frontal y la superficie posterior, y la capacidad de combado es inferior.

En los ejemplos 209 y 218 experimentales, la cantidad de tensión introducido en una forma de combado es pequeña, la dureza de la capa superficial es excesivamente dura, y por lo tanto la capacidad de combado es inferior.

En los ejemplos 212 y 215 experimentales, la cantidad de tensión introducida en una forma de combado es grande, la forma de la lámina de acero se deteriora, no se obtiene suficiente aplanamiento, y no fue posible realizar la prueba de evaluación de característica predeterminada.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Una lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado con la máxima resistencia a la tensión de 900 MPa o más, que comprende una capa de galvanizado aleado se forma sobre una superficie de una lámina de acero base que contiene, en % en masa, C: 0.075% a 0.300%, Si: 0.30% a 2.50%, Mn: 1.30% a 3.50%, P: 0.001% a 0.050%, S: 0.0001% a 0.0100%, Al: 0.005% a 1.500%, N: 0.0001% a 0.0100%, y O: 0.0001% a 0.0100% con un resto o balance que está constituido por hierro e impurezas inevitables, en el que: la austenita retenida se limita a 8% o menos en fracción en volumen en un intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 de espesor de la lámina de acero base; cuando las regiones de medición plurales con un diámetro de 1 µ?? o menos se establecen en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero base, los valores de medición de la dureza en las regiones de medición plurales están dispuestos en un orden ascendente para obtener una distribución de la dureza, se obtiene un número entero NO.02, que es un número que se obtiene multiplicando un número total de valores de medición de la dureza por 0.02 y redondeando hacia arriba este número cuando este número incluye una fracción, la dureza de un valor de medición que es NO.02-iésimo mayor de un valor de medición de la dureza mínima se toma como 2% de dureza, un número entero se obtiene NO.98, que es un número que se obtiene al multiplicar un número total de valores de medición de la dureza por 0.98 y redondeando hacia abajo este número cuando este número incluye una fracción, y la dureza de un valor de medición que es N0.98-iésimo mayor de un valor de medición de dureza mínima se toma como 98% de dureza, la curtosis K* de la distribución de dureza entre la dureza 2% y el 98% de dureza es -0.30 o menos; una proporción entre la dureza Vickers de la capa de la superficie de la lámina de acero base y la dureza Vickers de 1/4 de espesor de la lámina de acero base es 0.35 a 0.70, y un contenido de hierro en la capa de galvanizado aleado es de 8% a 12% en % en masa.

2. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en la capacidad de combado de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que la estructura de la lámina de acero base contiene, en fracción en volumen, 10% a 75% de ferrita, de 10% a 50% en total de uno o ambos de ferrita bainítica y bainita, 10% a 50% de martensita templada en el intervalo de 1/8 de espesor a 3/8 espesor de la lámina de acero base, la martensita fresca se limita a 15% o menos en la fracción en volumen, y la perlita se limita a 5% o menos en la fracción en volumen.

3. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en la capacidad de combado de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, uno o ambos de los Ti: 0.005% a 0.150%, y Nb: 0.005 a 0.150%.

4. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en la capacidad de combado de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, uno o más de B: 0.0001% a 0.0100%, Cr: 0.01% a 2.00%, Ni: 0.01% a 2.00%, Cu: 0.01% a 2.00%, Mo: 0.01% a 1.00%, y W: 0.01% a 1.00%.

5. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en la capacidad de combado de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que la lámina de acero base contiene además, en % en masa, V: 0.005% a 0.150%.

6. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en la capacidad de combado de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que la lámina de acero base contiene además, desde 0.0001% a 0.5000en % en masa en total de uno o más de Ca, Ce, g, Zr, Hf, y REM.

7. La lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en la capacidad de combado de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizada en que una o ambas de una película de revestimiento constituido por un óxido de fósforo y una película de revestimiento constituida de un óxido compuesto que contiene fósforo es o se forman en una superficie de la capa de galvanizado aleado.

8. Un método de fabricación de una lámina de acero galvanizado de alta resistencia excelente en capacidad de combado, caracterizada el método en que comprende: un paso de laminación en caliente del calentamiento a 1050°C o más de una losa que contiene, en % en masa, C: 0.075% a 0.300%, Si : 0.30% a 2.50%, Mn: 1.30% a 3.50%, P: 0.001 a 0.050%, S: 0.0001% a 0.0100%, Al: 0.005 a 1.500%, N: 0.0001% a 0.0100%, y 0: 0.0001% a 0.0100% o con un resto o balance siendo constituido de hierro e impurezas inevitables, completando la laminación en caliente a una temperatura de laminado en caliente de acabado de 880 °C o más, y de bobinado en una región de temperatura de 750°C o menos; una etapa de recocido continuo de calentamiento de la lámina de acero en un intervalo de temperatura entre 600°C y punto de transformación Aci a una velocidad de calentamiento promedio de 1°C o más, manteniendo la lámina de acero durante 20 segundos a 600 segundos a una temperatura de recocido entre (el punto de transformación Aci + 40) °C y punto de transformación Ac3 y en una atmósfera en el que log (presión parcial del agua/presión parcial hidrógeno) es -3.0 a 0.0, la realización del procesamiento de deformación de combado-no combado dos o más veces usando un rodillo con un radio de 800 mm o menos a fin de hacer una diferencia en la cantidad de tensión acumulada entre una superficie frontal y posterior sea 0.0050 o menos, a partir de entonces el enfriamiento de la lámina de acero en el intervalo de temperaturas de 740°C a 650°C a una velocidad promedio de enfriamiento de 1.0°C/segundo a 5.0 °C/segundo, y el enfriamiento de la lámina de acero en el intervalo de temperaturas de 650 °C a 500°C a una velocidad promedio de enfriamiento de 5°C/segundo a 200°C/segundo, y una etapa de revestimiento de aleación para realizar un tratamiento de aleación incluyendo la inmersión de la lámina de acero después del paso continuo de recocido en un baño de galvanización, y luego retener la lámina de acero a una temperatura de 470°C a 650°C durante 10 segundos a 120 segundos .

9. El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia, excelente en la capacidad de combado, de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizado en que después de la etapa de laminación en caliente y antes de la etapa de recocido continuo, un paso de laminación en frío de la laminación en frío con una proporción de reducción de 30% a 75% se lleva a cabo.

10. El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia, excelente en la capacidad de combado, de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizado en que después de la etapa de tratamiento de aleación, la lámina de acero se mantiene a una temperatura de 200 °C a 350 °C durante 30 segundos a 1000 segundos.

11. El método de fabricación de la lámina de acero galvanizado de alta resistencia, excelente en la característica de resistencia al impacto, de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizado en que después de la etapa de tratamiento de aleación, se realiza una etapa de añadir una película de revestimiento constituida de un óxido de fósforo y/o un compuesto de óxido que contiene fósforo.