MX2014000956A

MX2014000956A - Laminas de acero de alta resistencia y laminas de acero galvanizadas de alta resistencia con capacidad de fijacion de forma excelente, y metodo para la fabricacion de las mismas.

Info

Publication number: MX2014000956A
Application number: MX2014000956A
Authority: MX
Inventors: Takuya Kuwayama; Hiroyuki Kawata; Akinobu Minami; Akinobu Murasato; Yuji Yamaguchi; Natsuko Sugiura; Naoki Muruyama; Takamasa Suzuki
Original assignee: Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
Priority date: 2011-07-29
Filing date: 2012-07-27
Publication date: 2014-02-27
Also published as: CA2842800C; EP2738278A4; MX366222B; PL2738278T3; EP2738278A1; BR112014002026B1; ZA201401402B; JPWO2013018741A1; KR20140043156A; CN103703157B; RU2014107494A; TW201313913A; TWI488976B; WO2013018741A1; US20140242414A1; CA2842800A1; EP2738278B1; ES2766756T3; KR101598309B1; JP5299591B2

Abstract

La presente invención proporciona láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente. La lámina de acero de alta resistencia contiene C, Si, Mn, P, S, A1, N, y O con contenidos predeterminados, en las cuales una fase de austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen está contenida, una cantidad de C en solución sólida, contenida en la fase de austenita retenida es de 0.80 a 1.00% en % en masa, WSi? es 1.10 veces o más, WSi* es de 1.10 veces o más de WSi*, y cuando se mide la distribución de frecuencia, con respecto a una suma de la relación entre y Ws* y una relación entre WA1 y WA1*, Ufl valor de moda de la distribución de frecuencia es de 1.95 a 2.05 y una curtosis es de 2.00 o más.

Description

LÁMINAS DE ACERO DE ALTA RESISTENCIA Y LAMINAS DE ACERO GALVANIZADAS DE ALTA RESISTENCIA, CON CAPACIDAD DE FIJACIÓN DE FORMA EXCELENTE, Y MÉTODO PARA LA FABRICACIÓN DE LAS MISMAS CAMPO TÉCNICO La presente invención se refiere a láminas de acero de alta resistencia y a láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, y a un método para la fabricación de las mismas. Esta solicitud se basa, y reivindica el beneficio de la prioridad de la Solicitud de Patente Japonesa previa No. 2011-167689, presentada el 29 de Julio de 2011, el contenido total de la cual se incorpora aquí como referencia.

ANTECEDENTES DE LA INVENCIÓN En los años recientes, la demanda por el alto reforzamiento de las láminas de acero usadas para automóviles y los similares ha sido creciente, y también se han usado láminas de acero de alta resistencia que tienen una resistencia máxima a la tracción de 900 MPa o más.

Estas láminas de acero de alta resistencia barata, a través de estampación o embutición, de forma similar a las láminas de acero dulce, y se proporcionan como miembros. Sin embargo, de acuerdo con la rápida aceleración del alto reforzamiento en los años recientes, ha existido el problema de que en las láminas de acero de alta resistencia que tienen una resistencia máxima a la tracción de 900 Pa o más, se produce una recuperación elástica justo después de la formación por embutición, y es difícil lograr la forma buscada .

Como una técnica para mejorar la capacidad de fijación de la forma de las láminas de acero laminadas en caliente convencionales, se pueden citar las láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente con alta resistencia y alta ductilidad, con capacidad de fijación de la forma excelente, que son láminas de acero que contienen, en % en masa, C: 0.0001 a 0.3%, Al: 0.001 a 4%, Mn: 0.001 a 3%, Mo: 0.001 a 4% P: 0.0001 a 0.3%, y S: 0.01% o menos, que tienen una capa de electrorrevestimiento o enchapado que contiene Al: 0.001 a 0.5%, Mn: 0.001 a 2%, Fe: menos de 20%, y el resto compuesto de Zn y las impurezas inevitables, que 50 a 97% en total, en fracción de volumen, de ferrita o ferrita y bainita como la fase principal, que contienen 3 a 50% de austenita en total, en fracción de volumen, de austenita como la segunda fase, y que tienen un limite de elasticidad de 0.7 o menos (referirse al Documento Relacionado con Patentes 1, por ej emplo) .

Además, como una técnica para mejorar la capacidad de fijación de la forma de las láminas de acero, de alta resistencia, convencionales, se pueden citar las láminas de acero de alta resistencia, con forjabilidad y capacidad de fijación de la forma excelentes que tienen una estructura la cual contiene, en % en masa, cada uno de C: 0.06 a 0.6%, Si + Al: 0.5 a 3%, Mn: 0.5 a 3%: P: 0.15% o menos (0% no está incluido), y S: 0.02% o menos (incluyendo 0%), contiene 15% o más en porcentaje de área de martensita revenida, con respecto a la estructura completa, contienen 5 a 60% de ferrita, en porcentaje de área con respecto a la estructura completa, contienen 5% o más de una fase de austenita retenida, en porcentaje de volumen con respecto a la estructura completa, y pueden contener bainita y/o martensita, en las cuales, la proporción de la fase de austenita retenida, aparte de la fase de austenita retenida, que se transforma en martensita al aplicar una tensión de 2%, es de 20 a 50% (referirse al Documento Relacionado con Patentes 2, por ejemplo) .

Además, como una técnica para mejorar la capacidad de fijación de la forma de las láminas de acero, de alta resistencia, convencionales, se puede citar un método para la fabricación de láminas de acero, laminadas en frió, de alta resistencia, con propiedades de impacto y capacidad de filiación de la forma excelentes, en el cual, una plancha que tiene una composición de C: 0.08 a 0.18 % en masa, Si: 1.00 a 2.0 % en masa, Mn. 1,5 a 3,0 % en masa, P: 0.03 % en masa o menos, S: 0.005 % en masa o menos, y T.Al: 0.01 a 0.1 % en masa, y que tiene un grado de segregación de Mn con respecto a una plancha colada, de 1.05 a 1.10, se somete a laminado en caliente, el resultado también se somete a laminado en frió y después se calienta durante un tiempo de retención de 60 segundos o más en una región de dos fases o una región de fase única a 750 a 870°C en una linea de recocido continuo, el enfriamiento se lleva a cabo también en una región de temperatura de 720 a 600°C a una velocidad promedio de enfriamiento de 10°C/s o menos, el enfriamiento se lleva a cabo también hasta que la temperatura alcanza los 350 a 460°C a una velocidad promedio de enfriamiento de 10°C/s o más, la retención se lleva a cabo durante 30 segundos a 20 minutos, y el enfriamiento se lleva a cabo entonces hasta que la temperatura llega a la temperatura ambiente, para obtener una estructura de cinco fases de ferrita poligonal, ferrita acicular, bainita, fase de austenita retenida, y martensita (referirse al Documento Relacionado con Patentes 3, por ej emplo) .

Además como una técnica para mejorar la capacidad de fijación de la forma de las láminas de acero, de alta resistencia, convencionales, se pueden citar las láminas de acero, de alta resistencia, que tienen conformabilidad y capacidad de fijación de la forma excelentes, caracterizadas en que, se forman principalmente de una fase de ferrita de 20 a 97% en fracción de volumen y una fase de austenita retenida de 3% o más en fracción de volumen, en la cual, la proporción de una parte distinta a la fase de ferrita que tiene una relación de aspecto de los granos cristalinos de 2.5 o menos, es de 50 a 95% y las láminas de acero contienen preferiblemente C: 0.05 a 0.30 % en masa, Si: 2.0 % en masa o menos, Mn: 0.8 a 3.0 % en masa, P: 0.003 a 0.1 % en masa, S: 0.01 % en masa o menos, Al: 0.01 a 2.50 % en masa, y N: 0.007 % en masa o menos, en las cuales, los contenidos de Si y Al satisfacen la relación Si + Al = 0.50 (referirse al Documento Relacionado con Patentes 4, por ejemplo).

Además, la presente solicitud describe láminas de acero, de alta resistencia con ductilidad y capacidad de rebordeado por estiramiento excelentes, que contienen los componentes predeterminados, y que tienen una estructura de las lámina de acero compuesta de, en fracción de volumen, una fase de ferrita de 10 a 50%, una fase de martensita revenida de 10 a 50%, y una fase dura restante (hacer referencia al Documento Relacionado con Patentes 5, por ejemplo) .

BIBLIOGRAFÍA DE LA TÉCNICA PREVIA Documentos relacionados con patentes Documento Relacionado con Patentes 1: Publicación de Patente Japonesa No. 2003-253386 Documento Relacionado con Patentes 2: Publicación de Patente Japonesa No. 2004-218025 Documento Relacionado con Patentes 3: Publicación de Patente Japonesa No. 2004-300452 Documento Relacionado con Patentes 4: Publicación de Patente Japonesa No. 2007-154283 Documento Relacionado con Patentes 5: Publicación Internacional WO2012/036269A1.

DESCRIPCIÓN DETALLADA DE LA INVENCIÓN Problemas a ser Resueltos por la Invención Sin embargo, en el Documento Relacionado con Patentes 1, existe el problema de que el costo de fabricación se incrementa ya que es esencial agregar una gran cantidad de Mo, que es costoso.

Además, en el Documento Relacionado con Patentes 2, las etapas de fabricación se vuelven complicadas ya que la etapa de recocido después del laminado en caliente se lleva a cabo en dos etapas divididas, y entretanto, fue difícil garantizar de forma estable la capacidad de fijación de la forma en las lámina de acero, de alta resistencia que tenían una resistencia máxima a la tracción de 900 MPa o más.

Además, en el Documento Relacionado con Patentes 3, se requiere llevar a cabo un procesamiento para controlar las condiciones de colado para reducir la segregación centra del Mb en las planchas durante la fabricación de las mismas, y existió la posibilidad de reducir la eficiencia de la producción .

Además, en el Documento Relacionado con Patentes 4, la estructura de las láminas de acero y la relación de aspecto de los granos cristalinos se especifican para mejorar la capacidad de fijación de la forma, pero, no se hace una especificación para garantizar la ductilidad y la resistencia a la tracción, de modo tal que el aseguramiento de láminas de acero, de alta resistencia con resistencia máxima a la tracción de 900 MPa más fue inestable. Además, la capacidad de fijación de la forma en la región de alta resistencia de 900 MPa o más anterior, es insuficiente, y por lo tanto, se ha deseado mejorar adicionalmente la capacidad de fijación de la forma .

Además, en el Documento Relacionado con Patentes 5, básicamente se refiere tener la fase de martensita revenida de 10 a 50%, de modo tal que existió el problema de que la forjabilidad se vuelve inferior.

Por consiguiente, la presente invención se realizó en vista de tales circunstancias, y el objetivo de la mima es proporcionar láminas de acero, de alta resistencia, y láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, que tengan capacidad de fijación de la forma y forjabilidad excelentes, al tiempo que se asegura una alta resistencia con una resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más, y un método para la fabricación de las mismas.

Medios Para Resolver los Problemas Los presentes inventores llevaron a cabo estudios concienzudos para resolver los problemas descritos anteriormente. Como resultado de esto, los inventores descubrieron que es posible obtener láminas de acero que tengan capacidad de fijación de la forma y forjabilidad excelentes con una gran cantidad de endurecimiento por acritud en la etapa inicial de la formación al tiempo y se garantiza una alta resistencia de resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más, haciendo que la microestructura de las láminas de acero sea una microestructura que tenga una fase de austenita retenida, y al concentrar el Si y el Mn en la fase de austenita retenida.

El aspecto principal de la presente invención resuelve los problemas descritos anteriormente de la siguiente forma. (1) Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, contienen, en % en masa, C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.5%, Mn 1.3 a 3.50, P: 0.001 a 0.030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.080 a 1.500%, N: 0.0001 a 0.0100, O: 0.0001 a 0.0100, y el resto compuesto de Fe y las impurezas inevitables, en las cuales, la estructura de las lámina de acero contiene una fase de austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen en un rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, la cantidad de C en solución sólida contenida en la fase de austenita retenida es de 0.80 a 1.0% en % en masa, WsiY definida como la cantidad de Si en solución sólida, definida como contenida en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más WSi* definida como la cantidad promedio de Si en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, Mny definida como la cantidad de Mn en solución sólida, contenida en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más WMn* definida como la cantidad promedio de Mn en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, y cuando se mide la distribución de la frecuencia, al establecer una pluralidad de regiones de medición, cada una que tiene un diámetro de 1 µp? o menos en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, con respecto a la suma de la relación entre Si definido como un valor medido de una cantidad de Si en cada una de la pluralidad de regiones de medición y WSi* siendo la cantidad promedio de Si, y una relación entre Ai definido como un valor medido de una cantidad de Al en cada una de la pluralidad de regiones de medición y WAi* siendo la cantidad promedio de Al, un valor de la moda de la distribución de frecuencia es de 1,95 a 2,05, y la curtosis es de 2.00 o más. (2) En las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (1), la estructura de las láminas de acero contiene además una fase de ferrita de 10 a 75% en fracción de volumen, y una o ambas de una fase de ferrita bainitica y una fase de bainita de 10 a 50% en total, la fase de martensita revenida se limita a menos del 10% en fracción de volumen, y la fase de martensita recién producida se limita al 15% o menos en fracción de volumen. (3) Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, contienen además, en % en masa, uno o dos o más de Ti: 0.005 a 0.150%, Nb: 0.005 a 0.150%, V: 0.005 a 0.150%, y B: 0.0001 a 0.0100%. (4) Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (1), contienen además, en % en masa, uno o dos o más de Mo: 0.001 a 1.00%, W: 0.01 a 1.00%, Cr : 0.01 a 2.0%, Ni: 0.01 a 2.00% y CU: 0.01 a 2.00%. (5) Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (1), contiene además, en % en masa, uno o dos o más de Ca, Ce, MG, Zr, Hf, y REM, de 0.0001 a 0.5000% en total. (6) Las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (1), que tienen una capa galvanizada forma sobre la superficie de las mismas. (7) En las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (6), una película de revestimiento producida de un óxido compuesto que contiene un óxido de fósforo y/o fósforo se forma sobre la superficie de la capa galvanizada . (8) Un método para la fabricación de láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, incluye: una etapa de laminado en caliente que es una etapa para calentar planchas que contienen, en % en masa, C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.5%, Mn 1.3 a 3.50%, P: 0.001 a 0,030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.080 a 1.500%, N: 0.0001 a 0.0100, 0: 0.0001 a 0.0100, y el resto compuesto de Fe y las impurezas inevitables, a 1100°C o más, llevar a cabo el laminado en caliente sobre las planchas en una región de temperatura en la cual, la temperatura superior se establece entre 850°C y la temperatura Ar3 se establece como la temperatura del limite inferior, llevar a cabo el primer enfriamiento, para llevar a cabo el enfriamiento en un rango desde la terminación del laminado en caliente al inicio del enrollado, a una velocidad de 10°C/segundo o más en promedio, llevar a cabo el enrollado en un rango de la temperatura de enrollado de 600 a 750°, y llevar a cabo el segundo enfriamiento, para enfriar las láminas de acero enrolladas, en un rango desde la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado -100) °C a una velocidad de 15°C/hora o menos en promedio; y una etapa de recocido continuo para llevar a cabo el recocido sobre las láminas de acero a una temperatura máxima de calentamiento (Aci + 40) °C a 1000°C después del segundo enfriamiento, enseguida llevar a cabo el tercer enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento de 1.0 a 10.0 °C/segundo en un rango de la temperatura máxima de calentamiento a 700°C, enseguida, llevar a cabo el cuarto enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento de 5.0 a 200.0 °C/segundo en un rango de 700°C a 500° C, y enseguida, llevar a cabo el proceso de retención para retener las láminas de acero después de ser sometidas al cuarto enf iamiento, durante 30 a 1000 segundos en un rango de 350 a 450°C. (9) El proceso para la fabricación de láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de retención de la forma excelente, de acuerdo con el punto (8), incluye una etapa de laminado en frío, para llevar a cabo el decapado y después llevar a cabo el laminado en frió a un porcentaje de reducción de 30 a 75%, entre la etapa de laminado en caliente y la etapa de recocido continuo. (10) El método para la fabricación de láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (8) incluye una etapa de laminado de endurecimiento para llevar a cabo el laminado sobre las láminas de acero, a un porcentaje de reducción menor al 10%, después de la etapa de recocido continuo. (11) Un método para la fabricación de láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, incluye, después de llevar a cabo el proceso de retención cuando se fabrican las láminas de acero, de alta resistencia, en el método de fabricación de acuerdo con el punto (8), una capa galvanizada sobre la superficie de las láminas de acero, al llevar a cabo la electrogalvanización . (12) Un método para la fabricación de láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente incluye forma, entre el cuarto enfriamiento y el proceso de retención, o después del proceso de retención, durante la fabricación de las láminas de acero en el método de fabricación de acuerdo con el punto (8), una capa galvanizada, sobre la superficie de las láminas de acero, al sumergir las láminas de acero en un baño de galvanizado. (13) En el método para la fabricación de láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (12), las láminas de acero, después de ser sumergidas en el baño de galvanizado, se recalientan a 460 a 600°C, y se retienen durante dos segundos o más para hacer que la capa de galvanizado sea aleada. (14) En el método para fabricación de las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (11), después que se forma la capa galvanizada, una película de revestimiento formada de un óxido compuesto que contiene uno o ambos de un óxido de fósforo y fósforo, se proporciona sobre la superficie de la capa galvanizada. (15) En el método para la fabricación de las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con el punto (13), después de que la capa galvanizada se alea, una película de revestimiento formada de un óxido compuesto que contiene ya sea uno o ambos de un óxido de fósforo y fósforo, se proporciona sobre la superficie de la capa galvanizada aleada.

Efectos de la Invención Cada una de las láminas de acero, de alta resistencia, y las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, de la presente invención, contiene componentes químicos predeterminados, y cuando se mide la distribución de la frecuencia, en un rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, con respecto a la suma de la relación entre un valor medido de la cantidad de Si y la cantidad promedio de Si y la relación entre el valor medido de la cantidad de Al y la cantidad promedio de Al, el valor de moda de la distribución de frecuencia es de 1.95 a 2.05, y la curtosis es de 2.00 o más, de modo tal que es posible crear un estado de distribución donde, el Si o bien el Al existen en una cantidad que es una cantidad igual o mayor a la cantidad promedio en el área completa de las láminas de acero. Por consiguiente se suprime la generación del carburo basado en fierro, y se puede evitar que el C sea consumido como carburos. Por esta razón, es posible garantizar de forma estable una fase de austenita retenida, resultando en que la capacidad de fijación de la forma, la ductilidad, y la resistencia a la tracción se pueden mejorare de forma importante .

Además, en cada una de las láminas de acero, de alta resistencia, y las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, de la presente invención, la fase de austenita retenida ocupa 5 a 20% en fracción de volumen, la cantidad de Si contenido en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más la cantidad promedio de Si, la cantidad de Mn con tenida en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más la cantidad promedio de Mn, y la cantidad de C contenida en la fase de austenita retenida es de 0.80 a 1.00% en % en masa, de modo tal que es posible obtener láminas de acero, que tengan capacidad de fijación de la forma y forjabilidad excelentes, al tiempo que se garantiza una alta resistencia 900 Pa o más, de la resistencia a la tracción máxima.

Además, en el método para la fabricación de láminas de acero de la presente invención, la etapa para fabricar las planchas que contienen los componentes químicos predeterminados, para ser enrolladas por laminada en caliente incluyen una primera etapa, en la cual, la velocidad de enfriamiento desde el momento en que se termina el laminado en caliente al momento cuando se lleva a cabo el enrollado, se establece en 10°C/segundo o más, una etapa de enrollado para hacer que las láminas de acero sean enrolladas a 600 a 700°C, y una segunda etapa de enfriamiento en la cual, la velocidad promedio de enfriamiento desde la temperatura del enrollado a (la temperatura de enrollado -100) °C se establece en 15°C/hora o menos, de modo tal que el Si en solución sólida y el al en solución sólida en el interior de las láminas de acero, puedan ser distribuidos de manera simétrica, es decir, la cantidad de Al se reduce en las porciones donde la cantidad de Si es grande, y las porciones donde se concentra el Si en solución sólida y las porciones donde se concentra el Mn en solución sólida se pueden establecer como iguales.

Además, en el método para fabricación de las láminas de acero de la presente invención, la etapa para hacer que las láminas de acero pasen a través de una línea de recocido continuo incluye la etapa para llevar a cabo el recocido continuo a una temperatura máxima de calentamiento (Aci + 40) °C a 1000°C, una tercera etapa de enfriamiento, para enfriar las lámina de acero desde la temperatura máxima de calentamiento a 700°C, a 1.0 a 10°C/seg en promedio, una cuarta etapa de enfriamiento, para enfriar las láminas de acero después de ser sometidas a la tercera etapa de enfriamiento, de 700°C a 500°C, a 5.0 a 200.0°C/seg en promedio, y una etapa para mantener las láminas de acero después de ser sometidas a la cuarta etapa de enfriamiento, durante 30 a 1000 segundos en y rango de 350 a 450°C, de modo tal que la microestructura de las láminas de acero contiene la fase de austenita retenida de 5 a 20%, y el Si, Mn, y C que tienen las concentraciones predeterminadas, se pueden disolver como sólidos en la fase de austenita retenida, resultando en que se pueden obtener láminas de acero, de alta resistencia, o láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, capaces de garantizar la alta resistencia de 900 MPa o más, de la resistencia a la tracción máxima, y que tuenen capacidad de fijación de la forma y forjabilidad excelentes.

Modo Para Llevar a Cabo la Invención A partir de aquí, se describirán en detalle las láminas de acero, de alta resistencia, y las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la firma excelente, y el método para la fabricación de las mismas, de la presente invención.

Láminas de acero de alta resistencia Las láminas de acero de alta resistencia de la presente invención son láminas de acero que contienen, en % en masa, cada uno de C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.5%, Mn: 1.3 a 3.50%, P: 0.001 a 0.030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.080 a 1.500%, N: 0.0001 a 0.0100, O: 0.0001 a 0.0100, y el resto compuesto de Fe y las impurezas inevitables, en las cuales, la estructura del acero contiene una fase de austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen, en un rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, la cantidad de C en solución sólida, contenido en la fase de austenita retenida es de 0.80 a 1.00% % en masa, WSiy definido como una cantidad de Si en solución sólida contenida en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más Wsi* definida como una cantidad promedio de Si, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las lámina de acero, Wmny definida como una cantidad de Mn en solución sólida contenida en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más WMn* definida como una cantidad promedio de Mn, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, y cuando se mide la distribución de frecuencias, al establecer una pluralidad de regiones de medición, cada una que tiene un diámetro de 1 um o menos en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, con respecto a la suma de la relación entre si definido como un valor medido de la cantidad de Si en cada una de la pluralidad de regiones de medición y Wsi* siendo la cantidad promedio de Si y una relación entre WAi definida como el valor medido de una cantidad de Al en cada una de la pluralidad de regiones de medición, y W¾i* siendo la cantidad promedio de Al, un valor de moda de la distribución de frecuencia es 1.95 a 2.05, y la curtosis es de 5.00 o más.

A partir de aquí se describirán las razonas para limitar la estructura de las láminas de acero y los componentes químicos (composición) en la presente invención. Nótese que la notación % significa la fracción de volumen con relación a la estructura, y significa % en masa con relación a la composición, a menos que se indique de otra manera.

La estructura de las láminas de acero, de las láminas de acero de alta resistencia de la presente invención, contienen componentes químicos predeterminados, en los cuales, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, está contenida la fase de austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen, la cantidad de C en solución sólida en la fase de austenita retenida es 0.80 a 1.00%, en % en masa, Wmny/WMn* que es la relación entre WmnY siendo la cantidad de Mn en solución sólida, en la fase de austenita retenida y Mn* siendo la cantidad promedio de Mn, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, es 1.10 o más, y Wsiy/Wsi*, que es la relación entre la cantidad de Si en solución sólida, WSiY en la fase de austenita retenida, y WSi* siendo la cantidad promedio de Si, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, es 1.10 o más, de modo tal que se obtienen láminas de acero que tienen capacidad de fijación de la forma y forjabilidad excelentes, al tiempo que se garantiza una alta resistencia de 900 Pa o más de la resistencia a la tracción.

Nótese que es deseable que la fase de austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen esté contenida en la estructura completa de las láminas de acero. Sin embargo, la estructura metálica en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor con 1/4 del espesor de la lámina, de las láminas de acero, que es el centro, representa la estructura de las láminas de acero completas. Por lo tanto, si la austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen está contenida en el rango 18 del espesor a 38 del espesor de las láminas de acero, se puede considerar que la austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen está contenida sustancialmente en la estructura completa de las láminas de acero. Por esta razón, en la presente invención se define un rango de la fracción de volumen de la austenita retenida en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero base.

Con relación a la fracción de volumen de la fase de austenita retenida, se llevó a cabo un análisis de rayos X al establecer una superficie paralela a, y a un 1/4 del espesor desde la superficie de las láminas de acero como la superficie de observación, para calcular la fracción de área, y los resultados del cálculo pueden ser considerados como la fracción de volumen.

Nótese que la microestructura en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor tiene alta homogeneidad, y si se llevan a cabo mediciones sobre una región suficientemente grande, aun cuando las mediciones sean llevadas a cabo en cualquier posición en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor, puede ser obtenida una fractura de la microestructura que representa el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor.

Se llevó a cabo una prueba de difracción de rayos X sobre una superficie arbitraria paralela a, y a 1/8 del espesor a 3/8 del espesor desde la superficie de la lámina, de las láminas de acero, para calcular la fracción de área de la fase de austenita retenida, y los resultados del cálculo pueden ser considerados como la fracción de volumen en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor. En concentro, es preferible llevar a cabo la prueba de difracción de rayos X sobre una superficie paralela a, y a 1/4 del espesor desde la superficie de las láminas, de las láminas de acero, en un rango de 250000 µ? cuadrados o más.

A partir de aquí, los elementos en solución sólida y las cantidades de los elementos en solución sólida, disueltos en forma sólida en la fase de austenita retenida, se describirán en detalle.

Fase de austenita retenida Las cantidades de los elementos disueltos en forma sólida en la fase de austenita retenida determinan la estabilidad de la fase de austenita retenida, y cambian la cantidad de tensión requerida cuando la fase de austenita retenida se transforma en martensita dura. Por esta razón, es posible controlar el comportamiento del endurecimiento por acritud al controlar las cantidades de los elementos en solución sólida en la fase de austenita retenida, resultando en que la capacidad de fijación de la corma, la ductilidad y la resistencia a la tracción pueden ser mejoradas de forma importante .

El C en solución sólida en la fase de austenita retenida es un elemento que aumenta la estabilidad de la fase de austenita retenida, y aumenta la resistencia de la martensita transformada. Si la cantidad de C en solución sólida es menor al 0.80%, no es posible lograr de forma suficiente el efecto de mejoramiento de la ductilidad obtenido por la austenita retenida, de modo tal que, en la presente modalidad, el limite inferior de la cantidad de C en solución sólida se establece en 0.80%. Nótese que, con el fin de aumentar de forma suficiente la ductilidad, la cantidad de C en solución sólida es preferiblemente de 0.85% o más, y es más preferiblemente de 0.90% o más. Por otro lado, si la cantidad de C en solución sólida es superior al 1.00%, la resistencia de la martensita transformada se incrementa demasiado, y la martensita actúa como un punto de inicio de la destrucción con respecto al procesamiento en el cual se aplica localmente una gran tensión, como por ejemplo durante la deformación de rebordes por estiramiento, lo cual deteriora solamente la conformabilidad, de modo tal que el limite superior de la cantidad de C en solución sólida se establece en 1.00% o menos. Desde este punto de vista, la cantidad de C en solución sólida es preferiblemente de 0.98% o menos, y es más preferiblemente de 0.96% o menos.

Nótese que la cantidad de C en solución sólida (Cy) en la fase de austenita retenida, puede ser determinada a través de la siguiente ecuación (1) al llevar a cabo una prueba de difracción de rayos X bajo las condiciones iguales a aquellas de la medición de la fracción de área de la fase de austenita retenida, para determinar la constante de retícula, a, de la fase de austenita retenida.

Ecuación Matemática 1 El Mn en solución sólida en la fase de austenita retenida es un elemento que aumenta la estabilidad de la fase de austenita retenida. Si la cantidad del Mn en solución sólida en la fase de austenita retenida se establece como ^, y la cantidad promedio de Mn en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero se establece como WMn*, un limite inferior de que es la relación de ambas cantidades, se establece en 1.1 o más en la presente modalidad. Nótese que con el fin de aumentar la estabilidad de la fase de austenita retenida, la relación Wmny/WMn* Es preferiblemente de 1.15 o más, y es más preferiblemente de 1.20 o más .

Además, el Si en solución sólida en Iá~ fase de austenita retenida es un elemento que desestabiliza moderadamente la fase de austenita retenida, aumenta la capacidad de endurecimiento por acritud, y aumenta la capacidad de fijación de la forma en una región de baja tensión. Específicamente, al concentrar el Si en la fase de austenita retenida, es posible proporcionar una inestabilidad moderada a la fase de austenita retenida, de modo tal que es posible provocar una transformación fácil cuando se aplica una tensión, y provocar un endurecimiento por acritud deficiente en la etapa inicial, en el momento del procesamiento. Por otro lado, el Si en solución sólida en la fase de austenita retenida es un elemento que aumenta la estabilidad de la fase de austenita retenida y contribuye a la ductilidad local en una región de alta tensión.

En la presente modalidad, al establecer la relación Wsiy/Wsi* que es una relación entre Wsiy definido como la cantidad de Si en solución sólida en la fase de austenita retenida y WSi* definido como una cantidad promedio de Si en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, como 1.10 o más, se obtiene la influencia del si en solución sólida descrita anteriormente. Nótese que la relación Wsiy/Wsi* es preferiblemente de 1.15 o más, y es más preferiblemente de 1.20 o más.

Además, la cantidad de Mn en solución sólida y la cantidad de Si en solución sólida en la fase de austenita retenida, se obtienen recolectando primero una muestra, al establecer una sección transversal en la dirección del espesor, paralela a la dirección del laminado de las láminas de acero como la superficie de observación, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero. Enseguida, se lleva a cabo un análisis EPMA en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor, con 1/4 del espesor que es el centro, para medir las cantidades de Mn y Si. Las mediciones se llevan a cabo mientras que el diámetro de sondeo se establece en 0.2 a 1.0 µp?, y el tiempo de medición por punto se establece en 10 ms o más, y las cantidades de Mn y Si se miden en 2500 puntos o más, con base en el área de análisis, para crear por ello mapas de la concentración de si y Mn.

Aquí, en los resultados de las mediciones descritas anteriormente, los puntos en los puntos en los cuales la concentración de Mn es superior a tres veces la concentración agregada de Mn pueden ser considerados como los puntos en los cuales se miden las inclusiones, como por ejemplo, de sulfuro de Mn. Además, los puntos en los cuales la concentración de Mn es menor a 1/3 veces la concentración agregada de Mn, pueden ser considerados como puntos en los cuales, se miden las inclusiones tales como óxido de Al. Ya que las concentraciones de Mn en estas inclusiones no afectan el comportamiento de transformación de las fases en el fierro base casi en absoluto, los resultados de la medición de las inclusiones se establecen para ser excluidas de los resultados de medición descritos anteriormente. Nótese que los resultados de medición del Si también se procesan de forma similar, y los resultados de medición de las inclusiones se establecen para ser excluidos de los resultados de medición descritos anteriormente .

Además, las regiones analizadas ya sea antes o después del análisis EPMA descrito anteriormente, se observan a través de un método de análisis EBSD, las distribuciones del fierro FCC (fase de austenita retenida) y del fierro BCC (ferrita) se mapean, el mapa obtenido se traslapa con los mapas de concentración de Si y Mn, y se leen las cantidades de Si y Mn en las regiones traslapadas con la región de fierro FCC, es decir, la austenita retenida. Por consiguiente, se puede determinar la cantidad de Si el solución sólida y la cantidad de Mn en solución sólida en la fase de austenita retenida.

El Si en solución sólida en la fase de austenita retenida es el elemento que desestabiliza moderadamente la fase de austenita retenida, aumenta el comportamiento del endurecimiento por acritud, y aumenta la capacidad de fijación de la forma en las regiones de baja tensión, y es el elemento que aumenta la estabilidad de la fase de austenita retenida y contribuye a la ductilidad local en las regiones de alta tensión, como se describe anteriormente, y además de eso, este también es un elemento que suprime la generación de carburos basados en fierro.

Normalmente, cuando el Si se concentra solamente en la fase de austenita retenida, se generan carburos basados en fierro en la porción donde el Si no está concentrado, y el C que es el elemento que estabiliza la austenita se consume como carburos, resultando en que la fase de austenita retenida no puede ser garantizada de forma suficiente y la capacidad de fijación de la forma se deteriora, lo cual es un problema.

Por consiguiente, en la presente modalidad, el Al, que un elemento que suprime la generación de carburos basados en fierro, de forma similar al Si, se agrega en una cantidad apropiada y el procesamiento se lleva a cabo con base en un historial térmico predeterminado en la etapa de laminado en caliente, resultando en que el Si puede ser concentrado de forma eficiente en la austenita retenida. Además, en este momento, el Al exhibe la distribución de concentración opuesta a la distribución de concentración del Si, de modo tal que las regiones con concentración baja de Si tienen una mayor cantidad de Al. Por esta razón, en la austenita retenida, es posible suprimir la generación de carburos basados en fierro por el Si, en las regiones con concentración alta de Si, y en las regiones con concentración baja de Si, la generación de carburos basados en fierro puede ser suprimida por el Al, en lugar del Si. Por consiguiente, es posible evitar que el C sea consumido como carburo en la fase de austenita retenida, resultando en que la fase de austenita retenida puede ser obtenida de forma eficiente. Además, se puede suprimir la generación de carburo basado en fierro grueso, el cual se vuelve el punto de inicio de la destrucción en el momento del procesamiento, los cual contribuye al mejoramiento de la capacidad de fijación de la forma, la ductilidad y la resistencia a la tracción.

El Si es el elemento que desestabiliza la austenita, y por lo general, el Mn se concentra en la fase de austenita retenida, y el Si se concentra en la ferrita. Sin embargo, en la presente invención, se agrega Al, y a través de las condiciones de fabricación predeterminadas, el Al se concentra en la ferrita, y el Si se concentra en la fase de austenita retenida .

Además cuando en la sección transversal en la dirección del espesor, paralela a la dirección del laminado de las láminas de acero de acuerdo con la presente modalidad, se crea la distribución de frecuencia (histograma) de F(WSi, WAi) =WSÍ/WSÍ*+WAI/WAI. que es la sima de la relación entre si definido como un valor medido de una cantidad de Si en cada una de las regiones de medición en el intervalo de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor del espesor, con 1/4 del espesor que es el centro y WSi* definido como una cantidad promedio de Si en el intervalo de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor, y la relación entre ¾i definido como un valor medido de la cantidad de Al en cada una de las regiones de medición en el intervalo de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor con 1/4 del espesor que es el centro y WAi* definido como la cantidad promedio de Al en el intervalo de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor, el valor de moda se establece para estar dentro del rango de 1.95 a 2.05, y la curtosis K del histograma definido por la siguiente ecuación (2) se establece en 2.00 o más. Nótese que las regiones de medición se establecen para tener un diámetro de 1 µp? o menos, y una pluralidad de tales regiones de medición se establecen para medir la cantidad de Si y la cantidad de Al.

Al crear un estado de distribución como se describe anteriormente, en el cual existe ya sea el Si o el Al en una cantidad que es una cantidad igual o mayor a la cantidad promedio en el área completa de las láminas de acero, se suprime la generación de carburos, de modo tal que es posible garantizar de forma estable la fase de austenita retenida, resultando en que se mejora de forma importante la capacidad de fijación de la forma, la ductilidad y la resistencia a la tracción.

En cualquiera de un caso donde el valor de moda se vuelve menor a 1.95, el caso donde el valor de moda es superior a 2.05, y el caso donde la curtosis resulta menor a 2.00, existe una región donde el comportamiento de supresión de la generación de carburo basado en fierro es pequeña en el rango de medición, y existe la posibilidad de que no se pueda lograr la capacidad de fijación de la forma, la conformabilidad y/o la resistencia suficientes. Desde este punto de vista, la curtosis K es preferiblemente de 2.50 o más, y es más preferiblemente de 3.00 o más.

Aquí, la curtosis K es un número determinado por la siguiente ecuación (2) a partir de los datos, y es un valor numérico evaluado al comparar la distribución de frecuencia de los datos con una distribución normal. Cuando la curtosis es un número negativo, este representa que la curva de distribución de frecuencia de los datos es relativamente plana, y significa que mientras más grande sea el valor absoluto, más se desviará la distribución de frecuencia de la distribución normal.

Nótese que Fi en la siguiente ecuación (2) indica el valor de F(Wsi, WAi) en el i-ésimo punto de medición, F* indica el valor promedio de F(Wsi, WAX) , s* indica la desviación estándar de F(WSi, WAi) , Y indica el número de puntos de medición en el histograma obtenido.

Ecuación matemática 2 • · · (2) Nótese que el método para medir las cantidades de C, Mn, Si y Al en solución sólida no se limitan al método descrito anteriormente. Por ejemplo, se puede llevar a cabo un método EMA o una observación directa usando sonda atómica tridimensional (3D-AP), para medir las concentraciones de los varios elementos.

Microestructura Es preferible que la estructura de las láminas de acero, de las láminas de acero, de alta resistencia de la presente invención contenga, además de la fase de austenita retenida descrita anteriormente, una fase de ferrita de 10 a 75% en fracción de volumen, y una o ambas de una fase de ferrita bainitica y una fase de bainita de 10 a 50% en total en fracción de volumen, la fase de martensita revenida se limita a menos de 10% en fracción de volumen, y la fase de martensita recién producida se limita al 15% o menos en fracción de volumen. Cuando las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención tienen la estructura de las láminas de acero como se describe anteriormente, estas se convierten en láminas de acero que tienen capacidad de fijación de la forma y conformabilidad excelentes.

"Fase de ferrita" La fase de ferrita es una estructura efectiva para mejorar la ductilidad, y preferiblemente está contenida en la estructura de las láminas de acero en una cantidad de 10 a 75% en fracción de volumen. La fracción de volumen de la fase de ferrita contenida en la estructura de las láminas de acero, es preferiblemente de 15% o más, y es aún más preferiblemente de 20% o más, desde un punto de vista de la ductilidad. Además con el fin de aumentar de forma suficiente la resistencia a la tracción de las láminas de acero, la fracción de volumen de la fase de ferrita contenida en la estructura de las láminas de acero se ajusta más preferiblemente a 65% o menos, y se ajusta aún más preferiblemente a 50% o menos. Cuando la fracción de volumen de la fase de ferrita es menor al 10% existe la posibilidad de que no se pueda lograr la ductilidad suficiente. Por otro lado, la fase de ferrita es una estructura suave, de modo tal que cuando la fracción de volumen de la misma es superior al 75% no se puede obtener la resistencia suficiente.

"Fase de ferrita bainitica y/o fase de bainita" La ferrita bainitica y/o la bainita son/es la(s) estructura ( s ) necearlas para obtener de forma eficiente la fase de austenita retenida, y preferiblemente están contenidas en la estructura de las láminas de acero en una cantidad de 10 a 50% en total en fracción de volumen. Además, la fase de ferrita bainitica y/o la fase de bainita son microestructuras que tienen una resistencia la cual está a la mitad de la resistencia de la fase de ferrita blanda y la fase de martensita dura, la fase de martensita revenida y la fase de austenita retenida, y la fase de ferrita bainitica y/o la fase bainita están/está contenidas preferiblemente en una cantidad de 15% o más, y están contenidas aún más preferiblemente en una cantidad de 20% o más, desde un punto de vista de la capacidad de rebordeado por estiramiento. Por otro lado, no es preferible que la fracción de volumen de la fase de ferrita bainitica y/o la bainita sea superior al 50% ya que existe el problema de que el limite de elasticidad se incremente de forma excesiva y se deteriore la capacidad de fijación de la forma .

"Fase de martensita revenida" La fase de martensita revenida es una estructura que mejora la resistencia a la tracción. Sin embargo la martensita revenida se genera al consumir preferiblemente la austenita no transformada con un contenido grande de Si, de modo tal que existe la tendencia de que las láminas de acero que contienen una gran cantidad de martensita revenida tengan una pequeña cantidad de austenita retenida con un contenido grande de Si. Además, no es preferible que la cantidad de martensita revenida sea del 10% o más, ya que existe el problema de que el limite de elasticidad se incrementa excesivamente, y la capacidad de fijación de la forma se deteriora. Por esta razón, en la presente invención, la martensita revenida se limita a menos del 10% en fracción de volumen. La fase de martensita revenida es preferiblemente del 8% o menos, y es más preferiblemente del 6% o menos.

"Fase de martensita recién producida" La fase de martensita recién producida mejora de forma importante la resistencia a la tracción, pero por otro lado, se convierte en el punto de inicio de la destrucción para deteriorar la capacidad de rebordeado por estiramiento. Además, la martensita se genera preferiblemente al consumirse la austenita no transformada con un gran contenido de Si, de modo tal que existe la tendencia a que las láminas de acero que contienen una gran cantidad de martensita recién producida, tengan una pequeña cantidad de austenita retenida con una gran contenido de Si. Desde un punto de vista de la capacidad de rebordeado por estiramiento, y la capacidad de fijación de la forma, la fase de martensita recién producida en la estructura de las láminas de acero se limita preferiblemente al 15% o menos en fracción de volumen. Con el fin de aumentar adicionalmente la capacidad de rebordeado por estiramiento, la fracción de volumen de la martensita recién producida se ajusta más preferiblemente al 10% o menos, y se ajusta aún más preferiblemente al 5% o menos.

"Otras microestr cturas" También es posible que la estructura de las láminas de acero, de las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención, contenga una estructura distinta a las anteriores, tales como perlita y/o cementita gruesa. Sin embargo, cuando la cantidad de la perlita y/o de la cementita gruesa se incrementa en la estructura de las láminas de acero, de las láminas de acero, de alta resistencia, la ductilidad se deteriora. Por esta razón, la fracción de volumen de la perlita y/o de la cementita gruesa contenida en la estructura de las láminas de acero es preferiblemente del 10% o menos en total, y es más preferiblemente del 5% o menos en total.

La fracción de volumen de cada estructura contenida en la estructura de las láminas de acero, de las láminas de acero de alta resistencia, de la presente invención puede ser medida mediante un método descrito a continuación, por ejemplo.

Con relación a las fracciones de volumen de la ferrita, la ferrita bainítica, la bainita, la martensita revenida y la martensita recién producida de las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención, se recolecta una muestra tomando una sección transversal en la dirección del espesor perpendicular a la dirección del laminado de las láminas de acero, como la superficie de observación, la superficie de observación se pule y se somete a ataque químico con nital, y se observa un rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor con 1/4 del espesor del espesor de las láminas que es el centro, con un FE-SEM (Microscopio Electrónico de Barrido de Emisión de Campo) para medir las fracciones de área, y los resultados de las mediciones pueden ser considerados como las fracciones en volumen.

Como se describe anteriormente, las fracciones de las microestructuras excepto por la fase de austenita retenida pueden ser medidas llevando a cabo observaciones con el microscopio electrónico, en posiciones arbitrarias en un intervalo de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor. Concretamente, las observaciones con el microscopio electrónico se llevan a cabo en tres o más campos de vista establecidos, sobre una superficie que es perpendicular a la superficie de las láminas, de las láminas de acero base, y paralela a la dirección del láminas, en tanto que se proporciona un intervalo de 1 mm o más entre ellas, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor, para calcular la fracción de área de cada estructura en un rango donde al área de observación es de 5000 µ?? cuadrados o más en total, y los resultados del cálculo pueden ser considerados como la fracción de volumen en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor.

La ferrita es una masa de granos cristalinos, y es una región en la cual no existen en su interior carburos basados en fierro con un eje mayor de 100 nm o más. Nótese que la fracción en volumen de la ferrita es la suma de la fracción en volumen de la ferrita que permanece a la temperatura máxima de calentamiento y la fracción de volumen de la derrita recién generada en la región de la temperatura de transformación de la ferrita.

La ferrita bainitica es un agregado de granos cristalinos con forma de listón, y no contiene, en el interior de los listones, carburos a base de fierro con un eje mayor de 20 nm o más.

La bainita es un agregado de granos cristalinos con forma de listón, contiene, en el interior de los listones, una pluralidad de carburos basados en fierro con un eje mayor de 20 nm o más, y esos carburos pertenecen a una variante única, es decir, un grupo de carburos basados en fierro que se estiran en la misma dirección. Aquí, el grupo de carburos basados en fierro que se estiran en la misma dirección, significa aquellos que tienen una diferencia de 5° o menos en la dirección de estiramiento del grupo de carburos basados en fierro .

La martensita revenida es un agregado de granos cristalinos con forma de listón, contiene, en el interior de los listones, una pluralidad de carburos a base de fierro con un eje mayor de 20 nm o más, y esos carburos pertenecen a una pluralidad de variantes, es decir, una pluralidad de grupos de carburos basados en fierro que se estiran en diferentes direcciones.

Nótese que la bainita y la martensita revenida pueden ser distinguidas fácilmente observando los carburos basados en fierro dentro de los granos cristalinos con forma de listón, usando el FE-SEM y examinando la dirección de estiramiento de los mismos.

Además, la martensita recién producida y la austenita retenida no son corroídas de forma suficiente por el ataque químico con nital. Por consiguiente, la martensita recién producida y la austenita retenida se distinguen fácilmente de las estructuras antes mencionadas (ferrita, ferrita bainítica, bainita, martensita revenida) en la observación con el FE-SEM.

Por lo tanto, la fracción de volumen de la martensita revenida se obtiene como la diferencia entre la fracción de área de una región no corroída, observada con el FE-SEM, y la fracción de área de la austenita retenida, medida con rayos X.

Componentes químicos Enseguida, se describirán los componentes químicos (composición) de las láminas de acero de alta resistencia de la presente invención. Nótese que, en la siguiente descripción, [%] indica [% en masa] .

"C: 0.075 a 0.300%" El C está contenido para aumentar la resistencia de las láminas de acero, de alta resistencia. Sin embargo, si el contenido de C es superior a 0.300%, la soldabilidad resulta insuficiente. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de C es preferiblemente de 0.250% o menos, y es más preferiblemente de 0.220% o menos. Por otro lado, si el contenido de C es menor al 0.075%, la resistencia se reduce, y no es posible garantizar la resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más. Con el fin de aumentar la resistencia, el contenido de C es preferiblemente de 0.090% o más, y es más preferiblemente de 0.100% o más.

"Si: 0.30 a 2.50%" El Si es un elemento requerido para suprimir la generación de carburos basados en fierro en la etapa de recocido, para obtener una cantidad predeterminada de austenita retenida. Sin embargo, si el contenido de Si es superior al 2.50%, las láminas de acero resultan quebradizas, y la ductilidad se deteriora. Desde un punto de vista de la ductilidad, el contenido de Si es preferiblemente de 2.20% o menos, y es más preferiblemente de 2.00% o menos. Por otro lado, si el contenido de Si es menor al 0.30%, se genera una gran cantidad de carburos basados en fierro en la etapa de recocido, resultando en que no puede ser obtenida una cantidad suficiente de la fase de austenita retenida, y no es posible lograr tanto la resistencia a la tracción máxima de 900 Pa o más y la capacidad de fijación de la forma. Con el fin de aumentar la capacidad de fijación de la forma, el valor limite inferior del Si es preferiblemente de 0.50% o más, y es más preferiblemente de 0.70% o más.

"Mn: 1.30 a 3.50%" El Mn se agrega a las láminas de acero de la presente invención para aumentar la resistencia de las láminas de acero. Sin embargo, si el contenido de Mn es superior al 3.50%, se genera una porción de concentrado de Mn grueso en la porción central en el espesor de las láminas, de las láminas de acero, ocurre fácilmente la fragilización, y ocurren fácilmente problemas tales como la fracturación de las planchas de colado. Además, si el contenido de Mn es superior al 3.50%, también se deteriora la soldabilidad. Por lo tanto, se requiere ajusfar el contenido de Mn a 3.50% o menos. Desde un punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Mn es preferiblemente de 3.20% o menos, y es más preferiblemente de 3.00% o menos. Por otro lado, si el contenido de Mn es menor al 1.30%, se forma una gran cantidad de estructuras suaves durante el enfriamiento, después del recocido, lo cual hace difícil garantizar la resistencia a la tracción máxima de 900 MPa o más, de modo tal que se requiere ajusfar el contenido de Mn a 1.30% o más. Con el fin de aumentar la resistencia, el contenido de Mn es preferiblemente de 1.50% o más, y es más preferiblemente de 1.70% o más.

"P: 0.001 a 0.030%" El P tiende a ser segregado a la porción central en el espesor de las láminas, de las láminas de acero, y vuelve frágiles las zonas de soldadura. Si el contenido de P es superior al 0.030% ocurre una fragilización significativa de las zonas de soldadura, de modo tal que el contenido de P se limita a 0.030% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de P, 0.001% se establece como un valor de límite inferior, ya que los costos de fabricación aumentan de forma importante cuando el contenido de P se ajusta a menos de 0.001%.

"S: 0.0001 a 0.0100%" El S ejerce un afecto adverso sobre la soldabilidad y la capacidad de producción durante el colado y el laminado en caliente. Por esta razón, el valor de límite superior del contenido de S se ajusta a 0.0100% o menos. Además, el S se enlaza con el Mn para formar MnS grueso y reduce la ductilidad y la capacidad de rebordeado por estiramiento, de modo tal que el contenido de S se ajusta preferiblemente a 0.0050% o menos, y se ajusta más preferiblemente a 0.0025% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de S, 0.0001% se establece como el valor del limite inferior, ya que los costos de fabricación aumentan de forma importante cuando el contenido de S se ajusta a menos del 0.0001%.

"Al: 0.080% a 1.500%" El Al es un elemento que suprime la generación de carburos basados en fierro, para que resulte fácil obtener la fase de austenita retenida. Además, al agregar una cantidad apropiada de Al, es posible aumentar la cantidad de Si en solución sólida en la fase de austenita retenida, para aumentar la capacidad de fijación de la forma. Sin embargo, si el contenido de Al es superior al 1.500%, la soldabilidad se deteriora, de modo tal que el limite superior del contenido de Al se ajusta de 1.500%. Desde este punto de vista, el contenido de Al se ajusta preferiblemente a 1.200% o menos, y se ajusta más preferiblemente a 0.900% o menos. Por otro lado, si el contenido de Al es menor al 0.080%, el efecto de aumentar la cantidad de Si en solución sólida en la fase de austenita retenida es insuficiente, y no es posible garantizar la capacidad de fijación de la forma suficiente. Cuando el Al se incrementa, el Si se concentra fácilmente en la fase de austenita retenida, de modo tal que el contenido de Al es preferiblemente de 0.100% o más, y es más preferiblemente de 0.150% o más . " : 0.0001 a 0.0100%" El N forma un nitruro grueso y deteriora la ductilidad y la capacidad de rebordeado por estiramiento, de modo tal que se requiere que se suprima la cantidad agregada del mismo. Si el contenido de N es superior al 0.0100%, esta tendencia se vuelve evidente, de modo tal que el rango del contenido de N se ajusta a 0.0100% o menos. Además, ya que el N provoca la generación de poros durante la soldadura, el contenido de N preferiblemente es pequeño. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de N, 0.0001% se establece como el valor del limite inferior, ya que los costos de fabricación aumentan de forma importante cuando el contenido de N se ajusta a menos del 0.0001%.

"O: 0.0001 a 0.0100%" El 0 forma óxido y deteriora la ductilidad y la capacidad de rebordeado por estiramiento, de modo tal que se requiere que se suprima la cantidad agregada del mismo. Si el contenido de O es superior al 0.0100%, el deterioro de la capacidad de rebordeado por estiramiento se vuelve notable, de modo al que 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, y es más preferiblemente de 0.0060% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de O, 0.0001% se establece como el limite inferior, ya que los costos de fabricación aumentan de forma importante cuando el contenido de O se ajusta a menos de 0.0001%.

Las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención, pueden contener además los siguientes elementos de acuerdo con las necesidades.

"Ti: 0.005 a 0.150%" El Ti es un elemento el cual contribuye a aumentar la resistencia de las láminas de acero, mediante el reforzamiento de los precipitados, reforzamiento de granos finos mediante la supresión del crecimiento de los granos cristalinos de ferrita, y reforzamiento de dislocación, a través de la supresión de la recristianización. Sin embargo, si el contenido de Ti es superior a 0.150%, la precipitación del carbonitruro aumenta, y la conformabilidad se deteriora, de modo que el contenido de Ti es preferiblemente de 0.150% o menos. Desde el punto de vista de la conformabilidad, el contenido de Ti es más preferiblemente de 0.100% o menos, y es aún más preferiblemente de 0.0070% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de Ti, con el fin de obtener de forma suficiente el efecto de aumento de la resistencia, proporcionado por el Ti, el contenido de Ti es preferiblemente de 0.005% o más. Con el fin de aumentar la resistencia de las láminas de acero, el contenido de Ti es más preferiblemente de 0.010% o más, y es aún más preferiblemente de 0.015% o más.

"Nb: 0.005 a 0.150%" El Nb es un elemento el cual contribuye a aumentar la resistencia de las lámina de acero, mediante reforzamiento de los precipitados, reforzamiento de los granos finos mediante la supresión del crecimiento de los granos cristalinos de ferrita, y reforzamiento de dislocación a través de la supresión de la recristianización. Sin embargo, si el contenido de Nb es superior al 0.150%, la precipitación de los carbonitruro aumenta, y la conformabilidad se deteriora, de modo tal que el contenido de Nb es preferiblemente de 0.150% o menos. Desde un punto de vista de la conformabilidad, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0.100% o menos, y es aún más preferiblemente de 0.060% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de Nb, con el fin de obtener de forma suficiente el efecto de aumento en la resistencia, proporcionado por el Nb, el contenido de Nb es preferiblemente de 0.005% o más. Con el fin de aumentar la resistencia de las láminas de acero, el contenido de Nb es más preferiblemente de 0.010% o más, y es aún más preferiblemente de 0.015% o más.

"V: 0.005 a 0.150%" El V es un elemento el cual contribuye al aumento de la resistencia de las láminas de acero mediante reforzamiento por precipitados, reforzamiento por granos finos mediante la supresión del crecimiento de los granos cristalinos de ferrita, y reforzamiento por dislocación, a través de la supresión de la recristianización. Sin embargo, si el contenido de V es superior a 0.150%, la precipitación de los carbonitruro aumenta, y la conformabilidad se deteriora, de modo tal que el contenido de V es preferiblemente de 0.150% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido del contenido de V, con el fin de obtener de forma suficiente el efecto de aumento de la resistencia proporcionado por el V, el contenido de V es preferiblemente de 0.005% o más.

"B: 0.0001 a 0.0100%" El B es un elemento efectivo para aumentar la resistencia, y puede ser agregado en lugar de una parte de C y/o Mn. Si el contenido de B es superior al 0.0100% la forjabilidad durante el trabajo en caliente se deteriora y la productividad se reduce, de modo tal que el contenido de B es preferiblemente de 0.0100% o menos. Desde un punto de vista de la productividad, el contenido de B es más preferiblemente de 0.0050% o menos, y es aún más preferiblemente de 0.0030% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de B, con el fin de aumentar de forma suficiente la resistencia, con el uso de B, el contenido de B se ajusta preferiblemente a 0.0001% o más. Para aumentar la resistencia, el contenido de B es más preferiblemente de 0,0003% o más, y es aún más preferiblemente de 0.0005% o más.

"Mo: 0.01 a 1.00%" El Mo es un elemento efectivo para aumentar la resistencia, y puede ser agregado en lugar de una parte del C y/o el n. Si el contenido de Mo es superior a 1.00%, la forjabilidad durante el trabajo en caliente se deteriora, de modo tal que el contenido de Mo es preferiblemente de 1.00% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de Mo, con el fin de aumentar de forma suficiente la resistencia, con el uso del Mo, el contenido de Mo es preferiblemente de 0.01% o más.

"W: 0.01 a 1.00%" El W es un elemento efectivo para aumentar la resistencia, y puede ser agregado en lugar de una parte del C y/o el Mn. Si el contenido de W es superior a 1.00%, la forjabilidad durante el trabajo el caliente se deteriora y la productividad se reduce, de modo tal que el contenido de W es preferiblemente de 1.00% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de W, con el fin de aumentar de forma suficiente la resistencia, con el uso del W, el contenido de W es preferiblemente de 0.01% o más.

"Cr: 0.01 a 2.00%" El Cr es un elemento efectivo para aumentar la resistencia, y puede ser agregado en lugar de una parte del C y/o del Mn. Si el contenido de Cr es superior a 2.00%, la forjabilidad durante el trabajo en caliente se deteriora y la productividad se reduce, de modo tal que el contenido de Cr es preferiblemente de 2.00% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Cr, con el fin de aumenta de forma suficiente la resistencia, con el uso del Cr, el contenido de Cr es preferiblemente de 0.01% o más.

"Ni: 0.01 a 2.00%" El Ni es un elemento efectivo para para aumentar la resistencia, y puede ser agregado en lugar de una parte del C y/o el Mn. Si el contenido de Ni es superior al 2.00%, la soldabilidad se deteriora, de modo tal que el contenido de Ni es preferiblemente de 2.00% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el límite inferior del contenido de Ni, con el fin de aumentar de forma suficiente la resistencia, con el uso del Ni, el contenido de Ni es preferiblemente de 0.01% o más.

"Cu: 0.01 a 2.00%" El Cu es un elemento que existe en el acero como particular finas para aumentar la resistencia, y puede ser agregado en lugar de una parte del C y/o el Mn. Si el contenido de Cu es superior a 2.00%, la soldabilidad se deteriora, de modo tal que el contenido de Cu es preferiblemente de 2.00% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de Cu, con el fin de aumentar de forma suficiente la resistencia con el uso del Cu, el contenido de Cu es preferiblemente de 0.01% o más.

"Uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, y REM de 0.0001 a 0.500% en total" El Ca, Ce, Mg y los REM son elementos efectivos para mejorar la conformabilidad, y uno o dos o más de estos pueden ser agregados. Sin embargo, si el contenido total de uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, y REM es superior a 0.5000%, la ductilidad puede ser deteriorada, por el contrario, de modo tal que el contenido total de los elementos respectivos es preferiblemente de 0.5000% o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite inferior del contenido de uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, y REM, con el fin de lograr de forma suficiente el efecto de mejoramiento de la conformabilidad de las láminas de acero, el contenido total de los elementos respectivos es preferiblemente de 0.0001% o más. Desde un punto de vista de la conformabilidad, el contenido total de uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, y REM es más preferiblemente de 0.0005% o más, y es aún más preferiblemente de 0.0010 o más.

Nótese que REM significa Metal de Tierras Raras, y representa un elemento que pertenece a la serie de los lantánidos. En la presente invención, los REM y el Ce se agregan frecuentemente en metales de amalgama, y existe el caso en el cual, los elementos en la serie de los lantánidos están contenidos en forma compleja, además del La y el Ce. Aun si estos elementos de la serie de los lantanoides, además del La y el Ce, están contenidos como impurezas inevitables, se exhibe el efecto de la presente invención. Además, el efecto de la presente invención se exhibe aun si se agregan los metales La y Ce.

Además, las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención, pueden ser configuradas como láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, al formar una capa galvanizada o una capa aleada y galvanizada sobre la superficie de las mismas. Al formar la capa galvanizada sobre la superficie de las láminas de acero, de alta resistencia, las láminas de acero, de alta resistencia adquieren una resistencia a la corrosión excelente. Además, al formar la capa aleada y galvanizada sobre la superficie de las láminas de acero, de alta resistencia, las láminas de acero, de alta resistencia, adquieren una resistencia a la corrosión excelente y una adhesividad excelente de los revestimientos. Además, la capa galvanizada o la capa aleada y galvanizada puede contener Al como impureza.

La capa aleada y galvanizada puede contener uno o dos o más de Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Sr, I, CS y REM, o uno o dos o más de los elementos pueden ser mezclados en la capa aleada y galvanizada. Aun si la capa aleada y galvanizada contiene uno o dos o más de los elementos descritos anteriormente, uno o dos o más de los elementos de mezclan en la capa aleada y galvanizada, el efecto de la presente invención no se deteriora, y existe algunas veces el caso preferible donde la resistencia a la corrosión y la forjabilidad se mejoran, dependiendo del contenido de los elementos .

Un peso del revestimiento de la capa galvanizada o la capa aleada y galvanizada no está limitada particularmente, pero, son deseables 20 g/m2 o más desde el punto de vista de la resistencia a la corrosión, y es deseablemente de 150 g/m2 o menos, desde el punto de vista de la eficiencia económica. Además, el espesor promedio de la capa galvanizada o la capa aleada y galvanizada se ajusta a no menos de 1.0 µ??? ni más de 50 µ??. Si el espesor promedio es menor a 1.0 µp?, no es posible lograr la suficiente resistencia a la corrosión. El espesor promedio se ajusta preferiblemente a 2.0 µta o más. Por otro lado, ajustar el espesor promedio a más del 50 µ?? no es económico, y deteriora la resistencia de las láminas de acero, y por lo tanto no es preferible. Desde el punto de vista del costo de las materias primas, mientras más delgado sea el espesor de la capa galvanizada o la capa aleada y galvanizada, más favorable será esta, y por lo tanto, el espesor es preferiblemente de 30.0 µp? o menos.

Con relación al espesor promedio de la capa de enchapado, una sección transversal en la dirección del espesor, paralela a la dirección del laminado de las láminas de acero se termina para tener una superficie de espejo y se observa con el FE-SEM, los espesores de la capa de enchapado se miden en cinco puntos sobre la superficie frontal y cinco puntos sobre la superficie trasera, es decir, 10 puntos en total de las láminas de acero, y el valor promedio de los espesores se establece como el espesor de la capa de enchapado.

Nótese que cuando se lleva a cabo el tratamiento de aleación, el contenido de fierro en la capa aleada y galvanizada se ajusta a 8.0% o más, y es preferiblemente de 9.0% o más para garantizar una buena resistencia al desconchado. Además, el contenido de fierro en la capa aleada y galvanizada se ajusta a 12.0% o menos, y es preferiblemente de 11,05 o menos para garantizar una buena resistencia a la pulverización .

Además, en las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención, una película de revestimiento compuesta de un óxido compuesto que contiene óxido de fósforo y/o fósforo, puede ser formada sobre la superficie de la capa galvanizada. Por consiguiente, la película de revestimiento puede funcionar como un lubricante cuando se lleva a cabo el procesamiento sobre las láminas de acero, resultando en que la capa galvanizada, formada sobre la superficie de las láminas de acero puede ser protegida.

Método de fabricación de las láminas de acero de alta resistencia Enseguida se describirá el método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente modalidad .

El método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente modalidad, incluir: una etapa de laminado en caliente que es una etapa para calentar una plancha que contiene los componentes químicos mencionados anteriormente, a 1100°C o más, llevar a cabo el laminado en caliente sobre la plancha en una región de temperatura en la cual, una temperatura superior entre 850°C y una temperatura Ar3 se establece como la temperatura del límite inferior, llevar a cabo el primer enfriamiento para llevar a cabo el enfriamiento en un rango desde la terminación del laminado al de inicio del enrollado, a una velocidad de 10°C/segundo o más, en promedio, llevar a cabo el enfriamiento en un rango desde la temperatura de enrollado de 600 a 750°C, y llevar a cabo el segundo enfriamiento, para enfriar las láminas de acero en un rango desde la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado -100) °C a una velocidad de 15°C/hora o menos, en promedio; y una etapa de recocido continuo para llevar a cabo el recocido sobre las láminas de acero a una temperatura máxima de calentamiento (Aci+ 40) °C a 1000°C después del segundo enfriamiento, enseguida, llevar a cabo el tercer enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento de 1.0 a 100.0°C/segundo en un rango desde la temperatura máxima de calentamiento a 700°C, enseguida, llevar a cabo el cuarto enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento de 5.0 a 200.0°C/segundo, en un rango de 700°c a 500°C, y enseguida, llevar a cabo el proceso de retención para retener las láminas de acero, después de ser sometidas al cuarto enfriamiento, durante 30 a 100 segundos en un rango de 350 a 450°C.

A partir de aquí, se describirán en detalle las razones para limitar las condiciones de fabricación descritas anteriormente.

Con el fin de fabricar las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente modalidad, se cuelan primero las planchas que contienen los componentes químicos (composición) descritos anteriormente.

Como las planchas se someten al laminado en caliente, es posible emplear planchas coladas continuamente o planchas fabricadas en una máquina de colada de planchas delgadas o los similares. El método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, de la presente invención es compatible con los procesos similares al laminado directo de colada continua (CC-DR) , en el cual, el laminado en caliente se lleva a cabo justo después del colado.

Etapa de laminado en caliente En la etapa de laminado en caliente, se requiere que la temperatura de calentamiento de las planchas se ajuste a 1100°C o más. Si la temperatura de calentamiento de las planchas es excesivamente baja, la temperatura del laminado de acabado es inferior a la temperatura Ar3, se lleva a cabo el laminado bifásico de ferrita y austenita, y la estructura de las láminas, laminadas en caliente, se vuelve una estructura de granos dobles heterogéneos, y la estructura heterogénea persiste aun después de ser sometida a las etapas de laminado en frió y recocido, resultando en que la ductilidad y la plegabilidad se deterioran. Además, la reducción de la temperatura del laminado de acabado provoca un aumento excesivo en la carga del laminado, y existe el problema de que se puede volver difícil llevar a cabo el laminado o que la forma de las láminas de acero laminado pueda ser defectuosa, de modo tal que se requiere que la temperatura de calentamiento de las planchas sea ajustada a 1100°C o más.

Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite superior de la temperatura de calentamiento de las planchas, es deseable establecer el limite superior de la temperatura de calentamiento de las planchas en 1350°C o menos ya que no es económicamente preferible establecer la temperatura superior en una temperatura excesivamente alta.

Nótese que la temperatura Ar3 se calcula con base en la siguiente ecuación.

Ar3 = 901 - 325 x C + 33 x Si - 92 x (Mn + Ni / 2 + Cr / 2 + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 x Al En la ecuación anterior, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, y Al representan los contenidos [% en masa] de los elementos respectivos, los elementos los cuales no están contenidos se calculan como 0.

El limite inferior de la temperatura del laminado de acabado, que es la temperatura de terminación del laminado en caliente se ajusta a una temperatura más alta entre 850°C y la temperatura Ar3. Si la temperatura del laminado de acabado es menor a 850°C, la carga del laminado y durante el laminado de acabado aumenta, y existe el problema de que puede resultar difícil llevar a cabo el laminado en caliente, o que la forma de las láminas de acero, laminadas en caliente, obtenidas después del laminado en caliente, pueda ser defectuosa. Además, si la temperatura del laminado de acabado es menor a la temperatura Ar3, el laminado en caliente se vuelve un laminado bifásico de ferrita y austenita, y la estructura de las láminas de acero, laminadas en caliente se vuelve algunas veces una estructura de granos dobles, heterogénea.

Por otro lado, aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite superior de la temperatura del laminado de acabado, cuando la temperatura del laminado de acabado se ajusta a una temperatura excesivamente alta, es necesario ajusfar la temperatura de calentamiento de las planchas a una temperatura excesivamente alta para garantizar la temperatura del laminado de acabado. Por esta razón, es deseable ajusfar la temperatura del limite superior de la temperatura del laminado de acabado en 1000°C o menos .

Enseguida, se lleva a cabo el primer enfriamiento, para llevar a cabo el enfriamiento en un rango desde la terminación del laminado al inicio del enrollado a una velocidad de 10°C/segundo o más, en promedio, y el enrollado se lleva a cabo en un rango de la temperatura de enrollado de 600 a 750°C. Además, se lleva a cabo el segundo enfriamiento, para enfriar las láminas de acero enrolladas, en un rango de la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado -100) °C, a una velocidad de 15°C/hora o menos, en promedio.

La razón por la cual, las condiciones de enrollado después del laminado en caliente y las condiciones de enfriamiento antes y después del enrollado se definen de la forma anterior, se describirán en detalle.

En la presente modalidad, la etapa de enrollado después de las etapas de laminado en caliente y la primera y la segunda etapas de enfriamiento, antes y después de la etapa de enrollado, son etapas muy importantes para la distribución del Si, n y Al.

En la presente modalidad, con el fin de controlar las distribuciones de las concentraciones de Si, Mn, y Al en el fierro base a 1/8 del espesor y 3/8 del espesor de las láminas de acero, se requiere que la fracción de volumen de la austenita sea del 50% o más a 1/8 del espesor y 3/8 del espesor después que las láminas de acero se enrollen. Si la fracción de volumen de la austenita a 1/8 del espesor y 3/8 del espesor es menor al 50%, la austenita desaparece justo después del enrollado, debido al progreso de la transformación de fase, de modo tal que las distribuciones del Si y el Mn no proceden de forma suficiente, resultando en que las distribuciones de la concentración de los elementos en la solución sólida de las láminas de acero, de acuerdo con la presente modalidad, como se describen anteriormente, no pueden ser obtenidas. Con el fin de facilitar de forma efectiva la distribución del Mn, la fracción de volumen de la austenita es preferiblemente del 70% o más, y es más preferiblemente de 80% o más. Por otro lado, aun si la fracción de volumen de la austenita sea del 100%, la transformación de fase procede después del enrollado, se genera la ferrita, y la distribución del Mn se inicia, de modo tal que el limite superior de la fracción de volumen de la austenita no se proporciona de forma particular.

Como se describe anteriormente, con el fin de aumentar la fracción de la austenita durante el enrollado de las láminas de acero, se requiere establece la velocidad de enfriamiento, en el primer enfriamiento, en el rengo de temperatura desde la terminación del laminado en caliente al enrollado, en 10°C/segundo o más, en promedio. Si la velocidad promedio de enfriamiento, en el primer enfriamiento, es menor a 10°C/segundo, la transformación de la ferrita procede durante el enfriamiento, y existe la posibilidad de que la fracción de volumen de la austenita durante el enrollado se vuelva menor al 50%. Con el fin de aumentar la fracción de volumen de la austenita, la velocidad de enfriamiento es preferiblemente de 13°C/segundo o más, y es más preferiblemente de 15°C/segundo o más. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite superior de la velocidad de enfriamiento, la velocidad de enfriamiento se ajusta preferiblemente a 200°C/segundo o menos, ya que se requiere una instalación especial para obtener velocidades de enfriamiento mayores a 200 °C/segundo, y los costos de fabricación aumentan significativamente.

Si las láminas de acuerdo se enfrian a una temperatura inferior a 800°C después del primer enfriamiento, el espesor del óxido formado sobre la superficie de las láminas de acero aumenta de forma excesiva, y se deteriora la capacidad de decapado, de modo tal que la temperatura de enrollado se ajusta a 750°C o menos. Con el fin de aumentar la capacidad de decapado, la temperatura de enrollado es preferiblemente de 720°C o menos, y es más preferiblemente de 700°C o menos. Por otro lado, si la temperatura de enrollado es menor a 600°C, la distribución de los elementos de la aleación es insuficiente, de modo tal que la temperatura de enrollado se ajusta a 600°C o más. Además, con el fin de aumentar la fracción de la austenita después del enrollado, la temperatura del enrollado se ajusta preferiblemente a 615°C o más, y se ajusta más preferiblemente a 630°C o más.

Nótese que, ya que resulta difícil medir directamente la fracción de volumen de la austenita durante la fabricación, para determinar la fracción de volumen de la austenita en el momento del enrollado, en la presente invención, se corta un fragmento pequeño de las planchas antes del laminado en caliente, el fragmento pequeño se somete a laminado o se comprime a una temperatura y a un porcentaje de reducción similares a aquellos en el laminado de acabado (pasada final) del laminado en caliente, el resultante se enfría con agua justo después de ser enfriado a una velocidad de enfriamiento igual a aquella durante un periodo de tiempo desde la terminación del laminado en caliente a la terminación del enrollado, las fraccione de fase del fragmento pequeño se miden entonces, y la suma de las fracciones de volumen de la fase de martensita según se ha revenido, martensita revenida y austenita retenida se establecen como la fracción de volumen de la austenita durante el enfriamiento.

El segundo enfriamiento, que es la etapa de enriamiento para las láminas de acero enrolladas, es una etapa importante para controlar las distribuciones de los elementos Si, Mn, y Al.

En la presente modalidad, las condiciones del primer enfriamiento, descritas anteriormente, se controlar para ajusfar la fracción de la austenita durante el enfriamiento a 50% o más, y después se lleva a cabo el enfriamiento lento, en un tanto de la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado-100 ) °C, a una velocidad de 15°C/hora o menos. Al llevar a cabo el enfriamiento lento después del enrollado, como se describe anteriormente, la estructura de las láminas de acero puede ser ajustada para tener una estructura de dos fases de ferrita y austenita y además, es posible obtener las distribuciones de Si, Mn, y Al de la presente invención.

Ya que es más probable que la distribución del Mn después del enrollado, proceda cuando la temperatura se vuelve más alta, se requiere establecer la velocidad de enfriamiento de las láminas de acero a 15°C/hora o menos, particularmente en un rango de la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado-100°C) .

Además, con el fin de hacer que la distribución del Mn, de ferrita a austenita, proceda para obtener la distribución de Mn que se describe anteriormente, se requiere crear un estado donde coexistan las dos fases de ferrita y austenita, y retener este estado durante un largo periodo de tiempo. Si la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado-100) °C es superior a 15°C/hora, la transformación de la fase procede de forma excesiva, y la austenita en las láminas de acero puede desaparecer, de modo tal que la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado-100) °C se ajusta a 15°C/hora o menos. Con el fin de hacer que proceda la distribución del Mn de la ferrita a la austenita, la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de enrollado a la (temperatura de enrollado-100 ) °C se ajusta preferiblemente a 14 °C/hora o menos. Aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el límite inferior de la velocidad de enfriamiento, es preferible establecer el límite inferior en l°C/hora o más, ya que se requiere llevar a cabo la retención del calentamiento durante un largo periodo de tiempo para ajusfar la velocidad de enfriamiento a l°C/hora, y los costos de fabricación aumentan significativamente.

Además, no existen problemas si las láminas de acero se recalientan después del enrollado dentro de un tanto que satisfaga la velocidad promedio de enfriamiento del segundo enfriamiento .

El decapado se lleva a cabo sobre las láminas de acero, laminadas en caliente, fabricadas como se indica anteriormente. El óxido sobre la superficie de las láminas de acero puede ser removido por medio del decapado, de modo tal que el decapado es importante para mejorar las propiedades de conversión de las láminas de acero, de alta resistencia, laminadas en frío, como el producto final y la capacidad de enchapado por inmersión en caliente de las láminas de acero, laminadas en frío, para las láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente o láminas de acero galvanizadas aleadas y galvanizadas por inmersión en caliente. Además, el decapado puede ser llevado a cabo una vez o una pluralidad de veces por separado .

También es posible llevar a cabo el laminado en frío sobre las láminas de acero, laminadas en caliente, después de ser sometidas al decapado, con el propósito de ajusfar el espesor de las láminas y corrección de la forma. Cuando se lleva a cabo el laminado en frío el porcentaje de reducción se ajusta para estar dentro de un rango de 30 a 75%. Si el porcentaje de reducción es menor al 30%, es difícil mantener la forma plana, y la ductilidad del producto final resulta muy deficiente, de modo tal que el porcentaje de reducción se ajusta al 30% o más. Con el fin de aumentar simultáneamente la resistencia y la ductilidad, es efectivo recristalizar la ferrita durante el aumento de la temperatura, y reducir los diámetros de los granos. Desde este punto de vista, el porcentaje de reducción es preferiblemente de 40% o más, y es más preferiblemente de 45% o más.

Por otro lado, en el laminado en frío, en el cual el porcentaje de reducción es superior al 75%, la carga del laminado en frío se incrementa demasiado, resultando en que se vuelve difícil llevar a cabo el laminado en frío. Por esta razón, el límite superior del porcentaje de reducción se ajusta al 75%. Desde un punto de vista de la carga del laminado en frío, el porcentaje de reducción es preferiblemente del 70% o menos.

Etapa de recocido continuo Enseguida, las láminas de acero se hacen pasar a través de una línea de recocido continuo, para llevar a cabo una etapa de recocido continuo, produciéndose por lo tanto las láminas de acero, laminadas en frío, de alta resistencia.

Primero, se lleva a cabo el recocido estableciendo que la temperatura máxima de calentamiento sea desde (Aci + 40) °C a 1000°C. Tal rango de temperatura es un rango en el cual coexisten las dos fases de ferrita y austenita, y es posible facilitar adicionalmente las distribuciones de Si, Mn, y Al, como se describe anteriormente.

Si la temperatura máxima de calentamiento es menor a (Aci + 40) °C, un gran número de carburos a base de fierro persisten en las láminas de acero en un estado insoluble, y la conformabilidad se deteriora significativamente, de modo tal que la temperatura máxima de calentamiento se ajusta a (Aci + 40) °C o más. Desde un punto de vista de la conformabilidad, la temperatura máxima de calentamiento se ajusta preferiblemente a (Aci+ 40) °C o más, y se ajusta más preferiblemente a (Aci+60) °C o más. Por otro lado, si la temperatura máxima de calentamiento es superior a 1000°C, la difusión de los átomos se facilita, y las distribuciones de Si, Mn, y Al se reducen, de modo tal que la temperatura máxima de calentamiento se ajusta a 1000°C o menos. Con el fin de controlar las cantidades de Si, Mn, y Al en la fase de austenita retenida, la temperatura máxima de calentamiento es preferiblemente la temperatura AC3 o menos.

Enseguida, se lleva a cabo el tercer enfriamiento, para enfriar las láminas de acero desde la temperatura máxima de calentamiento descrita anteriormente a 700°C. En el tercer enfriamiento, si la velocidad de enfriamiento es superior a 10.0°C/segundo, la fracción de ferrita en las láminas de acero fácilmente se vuelve no uniforme, y la conformabilidad se deteriora, de modo tal que el limite superior de la velocidad promedio de enriamiento se ajusta a 10.0 °C/segundo . Por otro lado, si la velocidad promedio de enfriamiento es menor a 1.0 °C/segundo, se genera una gran cantidad de ferrita y perlita, y no es posible obtener la fase de austenita retenida, de modo tal que el limite inferior de la velocidad promedio de enfriamiento se ajusta a 1.0°C/segundo . Con el fin de obtener la fase de austenita retenida, la velocidad promedio de enfriamiento se ajusta preferiblemente a 2.0 °C/segundo o más, y se ajusta más preferiblemente a 3.0 °C/segundo o más.

Después del tercer enfriamiento, se lleva a cabo además un cuarto enfriamiento, para enfriar las láminas de acero desde 700°C a 500°C. En el cuarto enfriamiento, si la velocidad promedio de enfriamiento se vuelve menor a 5.0 °C/segundo, se genera una gran cantidad de perlita y/o de carburos a base de fierro, y la fase de austenita retenida no permanece, de modo tal que el limite inferior de la velocidad promedio de enfriamiento se ajusta a 5.0 °C/segundo o más. Desde este punto de vista, la velocidad promedio de enriamiento es preferiblemente de 7.0°C/segundo o más, y es más preferiblemente de 8.0°C/segundo o más. Por otro lado, aunque el efecto de la presente invención se exhibe sin determinar particularmente el limite superior de la velocidad promedio de enfriamiento, el limite superior de la velocidad promedio de enfriamiento de ajusta a 200.0°C/segundo, desde un punto de vista del costo, ya que se requiere una instalación especial para obtener una velocidad promedio de enfriamiento mayor a 200°C/segundo .

Nótese que la temperatura de detención del enfriamiento en el cuarto enfriamiento se ajusta preferiblemente a (Ms-20) °C o más. Esto se debe a que, si la temperatura de detención del enfriamiento es mucho menor al punto Ms, la austenita no transformada se transforma en martensita, y no es posible obtener de forma suficiente la austenita retenida en la cual se concentra el Si. Desde este punto de vista, la temperatura de detención del enfriamiento se ajusta más preferiblemente al punto Ms o más.

El punto Ms se calcula con base en la siguiente ecuación.

Punto Ms [°C] = 542 - 474C/(1 - VF) - 15Si - 35 Mn - 17Cr - 17Ni + 19A1 En la ecuación anterior, VF representa la fracción de volumen de la ferrita, y C, Si, Mn, Cr, Ni, y Al representan las cantidades agregadas [% en masa] de los elementos respectivos. Nótese que, ya que es difícil medir directamente la fracción de volumen de la ferrita durante la fabricación, para determinar el punto Ms en la presente invención, un pequeño fragmento de las láminas de acero, laminadas en frío antes que las láminas se hagan pasar a través de la línea de recocido continuo, se corta y se somete a recocido con base en el historial de temperaturas idéntico a aquel cuando un fragmento pequeño se hace pasar a través de la línea de recocido continuo, se mide el cambio en el volumen de la ferrita en el pequeño fragmento, y el valor numérico calculado usando el resultado de la medición se establece como la fracción de volumen VF de la ferrita.

Además, con el fin de hacer que proceda la transformación de la bainita para obtener la fase de austenita retenida, se lleva a cabo el proceso de retención en el cual, las láminas de acero se retienen en un rango de 350 a 450°C durante 30 a 1000 segundos, después del cuarto enfriamiento. Si el tiempo de retención es corto, la transformación de la bainita no procede, resultando en que la concentración del C en la fase de austenita retenida se vuelve insuficiente, y no permanece una cantidad suficiente de austenita retenida. Desde este punto de vista, el limite inferior del tiempo de retención se ajusta a 30 segundos. El tiempo de retención es preferiblemente de 40 segundos o más, y es más preferiblemente de 60 segundos o más. Por otro lado, si el tiempo de retención es excesivamente largo, se generan carburos a base de fierro, el C se consume como carburos basados en fierro, y no se puede obtener una cantidad suficiente de la fase de austenita retenida, de modo tal que el tiempo de retención se ajusta a 1000 segundos o menos. Desde este punto de vista, el tiempo de retención es preferiblemente de 800 segundos o menos, y es más preferiblemente de 600 segundos o menos.

Además, con el fin de ajusfar la martensita revenida a menos del 10%, la velocidad promedio de enfriamiento en el cuarto enfriamiento se ajusta preferiblemente de 10 a 190°C/s como el método de fabricación. Además, en el proceso de retención después del cuarto enfriamiento, el tiempo de retención se ajusta preferiblemente de 50 a 600 segundos.

Nótese que, al llevar a cabo el enfriamiento sin llevar a cabo el recalentamiento a más de 600°C como en la presente solicitud, la concentración del Si concentrado en la fase de austenita retenida puede ser mantenida como está. Si la temperatura es superior a 600°C, la velocidad de difusión de los elementos de la aleación se vuelve muy rápida, y se produce la redistribución del Si entre la austenita retenida y la microestructura en la periferia de la austenita retenida, resultando en que se reduce la concentración del Si en la austenita .

Además, en la presente invención, también es posible formar láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, al llevar a cabo la electrogalvanización después del proceso de retención descrito anteriormente, sobre las láminas de acero, de alta resistencia, obtenidas al hacer que las láminas de acero pasen a través de la linea de recocido continuo, a través del método mencionado anteriormente.

Además, en la presente invención, también es posible fabricar láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, a través del siguiente método, usando las láminas de acero, de alta resistencia obtenidas mediante el método descrito anteriormente .

Especialmente, las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia pueden ser fabricadas en una manera similar al caso donde las láminas de acero, laminadas en caliente o las láminas de acero, laminadas en frío descritas anteriormente se hacen pasar a través de la linea de recocido continuo excepto que las láminas de acero, de alta resistencia, obtenidas, se sumergen en un baño de galvanización entre el cuarto enfriamiento y el proceso de retención o después del proceso de retención.

Por consiguiente, es posible obtener láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, que tienen una capa galvanizada formada sobre la superficie de las mismas, y que tiene alta ductilidad y capacidad de rebordeado por estiramiento .

Además, es posible llevar a cabo un tratamiento de aleación en el cual las láminas de acero, después de ser sumergidas en el baño de galvanización, se recalientan a 460°C a 600°C y se retienen durante dos segundos o más, para hacer por ello que la capa de enchapado sobre la superficie sea aleada .

Al llevar a cabo tal tratamiento de aleación, la aleación de Zn-Fe formada al alear la capa galvanizada se forma sobre la superficie, resultando en que se obtienen las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, que tienen la capa galvanizada aleada sobre la superficie de las mismas.

El baño de galvanización no se limita particularmente, y aun si uno o dos o más de Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Sr, I, CS y REM se mezclan en el baño de galvanización, el efecto de la presente invención no se deteriora, y algunas veces un caso preferible donde la resistencia a la corrosión y la forjabilidad se mejoran dependiendo del contenido de los elementos. Además, el Al también puede estar contenido en el baño de galvanización. En este caso, es preferible ajusfar a concentración del Al en el baño a no menos de 0.05% ni más de 0.15%.

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

Además, no existen problemas si la película de revestimiento formada de un óxido compuesto que contiene óxido de fósforo y/o fósforo, se proporciona a la capa superficial de cada una de estas láminas de acero galvanizado.

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

Por ejemplo, en el método de fabricación de las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, de la presente invención, también es preferible llevar a cabo el enchapado con un tipo o una pluralidad de tipos seleccionados de Ni, Cu, Co, y Fe, sobre las láminas de acero, antes de ser sometidas al recocido, con el fin de mejorar la adhesividad del enchapado .

Además, en la presente modalidad, no hay problema si el laminado de endurecimiento se lleva a cabo sobre las láminas de acero después de ser sometidas al recocido, con el propósito de corrección de la forma. Sin embargo, cuando el porcentaje de reducción después del recocido es superior al 10%, se produce el endurecimiento por acritud de la parte de ferrita suave y la ductilidad se deteriora de forma importante, de modo tal que el porcentaje de reducción se ajusta preferiblemente a menos de 10%.

Con el uso de las láminas de acero de alta resistencia, de acuerdo con la presente invención, como se describen anteriormente, ya que el Mn se concentra en la fase de austenita retenida, es posible estabilizar la fase de austenita retenida, y aumentar la resistencia a la tracción.

Además, en las láminas de acero, de alta resistencia, de acuerdo con la presente invención, ya que el Si también se concentra en la fase de austenita retenida, de forma similar al Mn, es posible desestabilizar de forma moderada la fase de austenita retenida, producir fácilmente la transformación cuando se aplica una tensión, y provocar un endurecimiento por acritud suficiente en la etapa inicial, en el momento del procesamiento en las regiones de baja tensión. Como resultado de esto, es posible lograr una capacidad de fijación de la forma excelente. Por otro lado, en las regiones de alta tensión, es posible aumentar la estabilidad de la fase de austenita retenida, y hacer que el Si contribuya a la ductilidad local.

Además, en las láminas de acero, de alta resistencia, de acuerdo con la presente invención, el Al, que es un elemento para suprimir la generación de carburos a base de fierro se agrega en una cantidad apropiada, y el procesamiento se lleva a cabo con base en el historial térmico predeterminado de la etapa de laminado en caliente, resultando en que el Si puede ser concentrado de forma eficiente de la austenita retenida. Además, en este momento, el Al exhibe la distribución de la concentración opuesta a la distribución de la concentración del Si, de modo tal que es posible crear un estado de distribución donde existe el Si o bien el Al en una cantidad que es una cantidad igual o mayor a la cantidad promedio en el área completa de las láminas de acero. Por consiguiente, se suprime la generación de los carburos a base de fierro, y se puede evitar que el C sea consumido como carburos, de modo tal que es posible garantizar de forma estable la fase de austenita retenida, resultando en que se puede mejorar de forma importante la capacidad de fijación de la forma, la ductilidad y la resistencia a la tracción.

Además, en el método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, de acuerdo con la presente invención, al controlar la etapa de enrollado después del laminado en caliente y la primera y la segunda etapas de enfriamiento antes y después de la etapa de enrollado, es posible garantizar la fase de austenita retenida suficiente, y distribuir el Si, Mn, y Al en las láminas de acero.

EJEMPLOS A partir de aquí, se describirá el efecto de la presente invención con base en los ejemplos, pero, la presente invención no se limita a las condiciones empleadas en los siguientes ejemplos.

Las planchas o losas que contienen los componentes químicos (composición) de A a AD presentadas en las Tablas 1 y 2 se colaron, se llevó a cabo el laminado en caliente bajo las condiciones (temperatura de calentamiento de las planchas, temperatura de terminación del laminado en caliente) presentadas en las Tablas 3 a 5, justo después del colado, se llevó a cabo el enfriamiento bajo las condiciones de velocidad promedio de enfriamiento en el primer enfriamiento desde la terminación del laminado en caliente al inicio del enrollado, presentadas en las Tablas 3 a 5, se llevó a cabo el enrollado a las temperaturas de enrollado presentadas en las Tablas 3 a 5, se llevó a cabo el enfriamiento bajo las condiciones de velocidad promedio de enfriamiento en el segundo enfriamiento, después del enrollado, presentadas en la Tabla 2, y después se llevó a cabo el decapado. Nótese que los ejemplos experimentales 6, 49, y 87 se dejaron tal cual después del decapado, y los otros ejemplos experimentales se sometieron a laminado en frío a los porcentajes de reducción descritos en las Tablas 3 a 5, y se sometieron a recocido bajo las condiciones presentadas en las Tablas 6 a 8, para obtener por ello las láminas de acero de los ejemplos experimentales 1 a 93.

Además, después de enfriar las láminas de acero a la temperatura ambiente, después de ser sometidas al recocido, se llevó a cabo el laminado en frío a un porcentaje de reducción de 0.15% en los ejemplos experimentales 9 a 28, y se llevó a cabo el laminado en frió a un porcentaje de reducción del 55% en los ejemplos experimentales 47 a 67.

Después, en cada uno de los ejemplos experimentales 15 y 85, una película de revestimiento formada de un óxido compuesto que tiene P se proporcionó a la capa superficie de las láminas de acero galvanizadas.

Nótese que Aci y Ac3 en las Tablas 6 a 8 se calcularon con base en las siguientes formulas empíricas.

Aci [°C] =723-10.7Mn+19. lSi+29.1A1-16.9NÍ+16.9Cr Ac3 [°C]=910-203Vc+44.7Si-30Mn+200Al-20Ni-10Cr Las condiciones de recocido presentadas en las Tablas 6 a 8 incluyen la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de calentamiento, la velocidad promedio de enfriamiento en la tercera etapa de enfriamiento, en la cual, el enfriamiento se lleva a cabo desde la temperatura máxima de calentamiento a 700°C, la velocidad promedio de enfriamiento en la cuarta etapa de enriamiento, en la cual el enfriamiento se lleva a cabo desde 700°C a 500°C, y el tiempo de retención en el proceso de retención en un rango de 350°C a 450°C para hacer que procesa la transformación de la bainita.

Además, el acero de tipo CR mostrado en las Tablas 6 a 8 indica láminas de acero, laminadas en frío, obtenidas al llevar a cabo el laminado en frió después del decapado, el acero de tipo HR indica láminas de acero, laminadas en caliente, que son láminas de acero las cuales se dejan tal cual después del decapado, el acero de tipo GI indica láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente, obtenidas llevando a cabo la galvanización por inmersión en caliente sobre la superficie de las láminas de acero, acero de tipo Ga indica láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente y aleadas, obtenidas llevando a cabo el tratamiento de aleación después de llevar a cabo la galvanización por inmersión en caliente, y acero de tipo EG indica láminas de acero electrogalvanizadas, llevando a cabo la electrogalvanización sobre la superficie de las láminas de acero. Nótese que la temperatura de aleación, cuando se lleva a cabo el tratamiento de aleación, se estableció en la temperatura presentada en la Tabla 3, y el tiempo de retención en la aleación se estableció en 25 segundos.

Además, cuando se fabrican las láminas de acero electrogalvanizadas (EG) , se llevó a cabo el desengrasado alcalino, lavado con agua, decapado, y lavado con agua, como el pre procesamiento de electro chapado, sobre las láminas de acero, después de ser sometidas al recocido. Después, se llevó a cabo el tratamiento electrolítico sobre las láminas de acero, después de ser sometidas al pre procesamiento usando un dispositivo de electro chapado por circulación de líquido con un baño de enchapado que contenía sulfato de zinc, sulfato de zinc, y ácido sulfúrico a una densidad de corriente de 100 A/dm2 hasta que se obtuvo un espesor predeterminado del enchapado, y se llevó a cabo la galvanización.

Tabla 1 Tabla 2 Tabla 3 Tabla 4 Tabla 5 Tabla 6 Tabla 7 Tabla 8 Las Tablas 9 a 11 representan los resultados del análisis de las microestructuras . Los resultados se obtuvieron midiendo en cada una de las láminas de acero de los ejemplos experimentales 1 a 93, las fracciones de las microestructuras cuando la superficie paralela a, y a 1/4 del espesor desde la superficie de las láminas de acero, se estableció como la superficie de observación. Aparte de las fracciones de las microestructuras, se midió la cantidad de la fase de austenita retenida (? retenida) con base en un análisis de rayos X, y las fracciones de la ferrita (F), bainita (B) , ferrita bainitica (BF) , martensita revenida (TM) y martensita recién producida, que son las otras microestructuras. Se obtuvieron cortando una sección transversal en la dirección del espesor, paralela a la dirección del laminado, llevando a cabo el ataque químico con nital sobre la sección transversal pulida para ser una superficie de espejo, y observando la sección transversal usando el FE-SEM (microscopio electrónico de barrido de emisión de campo) .

Tabla 9 Tabla 10 Tabla 11 RESULTADO DE OBSERVACION DE LA MICROESTRUCTURA EJEMPLO EJEMPLO DE TIPO DE FRACCIÓN DE VOLUMEN Las Tablas 12 a 14 representan los resultados del análisis de los componentes en las láminas de acero obtenidas. Aparte de los resultados el análisis de los componentes, se determinó la cantidad de carbono en solución sólida (CY) en la fase de austenita retenida, con base en el análisis de rayos X.

La cantidad de Mn en solución sólida en la fase de austenita retenida se determinó de la siguiente forma.

Primero, se cortó una sección transversal en la dirección del espesor, paralela a la dirección del laminado, de cada una de las láminas de acero obtenidas, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, se llevó a cabo el análisis EPMA sobre la sección transversal pulida para ser una superficie de espejo, para crear un mapa de concentraciones del Mn, y se determinó la cantidad promedio de Mn (WMn*) · Además, en el mismo rango, se mapeo la distribución de la fase de austenita retenida, usando un dispositivo de análisis EBSD, proporcionado junto con el FE-SEM, el resultante se traslapó con el mapa de concentración del Mn y solo se extrajeron los resultados del análisis de los componentes en la fase de austenita retenida, para determinar por ello la cantidad de Mn en solución sólida (W^) en la fase de austenita retenida.

Una cantidad de Si en solución sólida en la fase de austenita retenida también se determinó, en una manera similar como la cantidad de Mn en solución sólida.

Primero, se llevó a cabo el análisis EPMA y la investigación analítica, para determinar un mapa de la concentración del Si, la cantidad promedio de Si (WSi*) , y la cantidad de Si en solución sólida (Wsiy) en la austenita retenida.

Una cantidad de Al en solución sólida en la fase de austenita retenida también se determinó en una manera similar a la cantidad de Mn en solución sólida.

Primero, se llevó a cabo el análisis EPMA para determinar el mapa de la concentración de Al, y la cantidad promedio del Al (WA1.) .

Nótese que, que representa la cantidad de C en solución sólida, la cantidad Mn en solución sólida, y la cantidad de Si en solución sólida en los ejemplos experimentales 89 y 90, indica que no fue posible llevar cabo la medición. Esto se debe a que la fracción de volumen de la fase de austenita retenida fue del 0% en ambos ejemplos experimentales 89 y 90, como se presentan en las Tablas 9 a 11, por consiguiente, fue imposible medir la cantidad de cualquier elemento en solución sólida.

Enseguida, a partir de los resultados del análisis EPMA, se determinó la suma (F) de la cantidad normalizada de Si (Wsi/Wsi*) y la cantidad normalizada de Al ( Ai/WAi*) en cada punto de medición, se creó un histograma de las mismas, y se determinó el valor de moda y la curtosis K.

Los resultados de los mismos se presentan en las Tablas 12 a 1 .

Tabla 12 Tabla 13 Enseguida, los resultados de la evaluación de las propiedades de las láminas de acero de los ejemplos experimentales 1 a 93 se muestran en las Tablas 15 a 17.

Piezas de prueba de tensión basados en JIS Z 2201 se recolectaron de las láminas de acero de los ejemplos experimentales 1 a 93, y se llevaron a cabo pruebas de tracción con base en JIS Z 2241, para medir el limite elástico (YS) , la resistencia a la tracción (TS) y el alargamiento total (EL) .

Además, se llevó a cabo una prueba de expansión de los orificios para evaluar la capacidad de rebordeado por estiramiento, con base en JFST1001, para determinar el valor del limite de expansión de los orificios (?) que es el índice de la capacidad de rebordeado por estiramiento.

Además, para evaluar la capacidad de fijación de la forma, se llevó a cabo una prueba de doblado en V a 90 grados. Se cortó un pieza de prueba de 35 mm x 100 mm, de cada una de las láminas de acero de los ejemplos experimentales 1 a 92, la superficie de corte por cizalla se pulió mecánicamente, y la prueba de plegado se llevó a cabo al tiempo que el radio de curvatura se ajustó al doble del espesor de las láminas, de cada una de las láminas de acero, en las cuales, el ángulo producido por los piezas de prueba después de la formación se midió, se midió y el ángulo de retorno desde 90°.

Nótese que, los ejemplos de prueba que tienen "X" en los resultados de las pruebas en las Tablas 15 a 17, tuvieron condiciones en las cuales se observó fracturación y/o estrechamiento en la linea de borde de las piezas de prueba, y la formación no podría realizarse.

Nótese que, como un método para evaluar las propiedades, los ejemplos que tienen una resistencia a la tracción menor a 900 MPa, los ejemplos que tienen un alargamiento total menor al 10%, los ejemplos que tienen un valor del límite de expansión de los orificios menor al 20%, y los ejemplos que tienen una capacidad de fijación de la forma de más de 3.0 grados, se evaluaron como fallidos.

Nótese que los valores numéricos y los símbolos subrayados en las Tablas 1 a 17 indican un rango fuera de la presente invención.

Tabla 15 Tabla 16 Tabla 17 Los ejemplos 6 a 87 son ejemplos de la presente invención en los cuales se llevó a cabo el laminado en frío y el enrollado con base en las condiciones de acuerdo con la presente invención, y se llevó a cabo el procesamiento de recocido. Además, el ejemplo experimental 49 es un ejemplo de la presente invención en el cual se llevó a cabo el enrollado con base en las condiciones de acuerdo con la presente invención, las láminas de acero se sumergieron en un baño de zinc durante el enfriamiento en la etapa de recocido, y el tratamiento de aleación de la capa de enchapado se llevó a cabo adicionalmente . Los ejemplos experimentales satisfacen las condiciones de fabricación de la presente invención, y muestran una capacidad de fijación de la forma, ductilidad, y conformabilidad excelentes.

Además, los ejemplos experimentales 11, 23, 35, 46, 55, 64, 73, y 82 son ejemplos de la presente invención en los cuales se llevó a cabo el procesamiento respectivo del laminado en caliente, enrollado, laminado en frío, y recocido con base en las condiciones de acuerdo con la presente invención, y el procesamiento de electro chapado se llevó a cabo después para obtener las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia. Estos ejemplos experimentales satisfacen las condiciones de fabricación de la presente invención, y muestran una capacidad de fijación de la forma, ductilidad, y conformabilidad excelentes.

Además, los ejemplos experimentales 7, 19, 31, 43, 52, 61, 70, 79, y 88 son ejemplos de la presente invención en los cuales, se llevó a cabo el laminado en caliente, enrollado y el laminado en frío, con base en las condiciones de acuerdo con la presente invención, y las láminas de acero se sumergieron entonces en un baño de zinc a la mitad del enfriamiento en la etapa de recocido, para obtener por ello las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia. Estos ejemplos experimentales satisfacen las condiciones de fabricación de la presente invención, y muestran capacidad de fijación de la forma, ductilidad, y conformabilidad excelentes .

Además, los ejemplos experimentales 3, 15, 27, 39, 58, 67, 76, y 85, son ejemplos de la presente invención en los cuales, el laminado en caliente, el enrollado y el laminado en frío se llevaron a cabo con base en las condiciones de acuerdo con la presente invención, las láminas de acero se sumergieron entonces en un baño de zinc a la mitad del enfriamiento en la etapa de recocido, y después se llevó a cabo el tratamiento de aleación de la capa de enchapado, para obtener por ello las láminas de acero, de alta resistencia galvanizadas por inmersión en caliente, aleadas. Estos ejemplos experimentales satisfacen las condiciones de fabricación de la presente invención, y muestran capacidad de fijación de la forma, ductilidad y conformabilidad excelentes.

Además, los ejemplos experimentales 15 a 85 son ejemplos en los cuales, la película de revestimiento formada de óxido compuesto que contiene P, se proporcionó a la superficie de la capa galvanizada, aleada, para obtener buenas propiedades.

Los ejemplos de la presente invención distintos a los anteriores son ejemplos en los cuales se llevó a cabo el laminado en caliente y el enrollado, con base en las condiciones de acuerdo con la presente invención, las láminas de acero se enfriaron a 100°C o menos, la superficies se sometieron a decapado, se llevó a cabo el laminado en frío a los porcentajes de reducción descritos, y después se llevó a cabo el procesamiento de recocido. Cada uno de los ejemplos de la presente invención muestra capacidad de fijación de la forma, ductilidad, y conformabilidad excelentes.

En el ejemplo experimental 89, la cantidad agregada de C es pequeña, y no es posible obtener la bainita, la ferrita bainítica, la martensita revenida, y la martensita recién producida que son las microestructuras duras, de modo tal que la resistencia es inferior.

En el ejemplo experimental 90, la cantidad agregada de Si es pequeña, y la fase de austenita retenida no puede ser obtenida, de modo tal que la capacidad de fijación de la forma es inferior.

En el ejemplo experimental 91, la bainita, la ferrita bainítica, la martensita revenida, y la martensita recién producida, que son las microestructuras duras no pueden ser obtenidas de forma suficiente, ya que la cantidad agregada de Mn es pequeña, y ya que la cantidad de Mn en solución sólida en la fase de austenita retenida es pequeña, la resistencia y la capacidad de fijación de la forma son inferiores.

En el ejemplo experimental 92, la cantidad agregada de Al es pequeña, de modo tal que el Si no puede ser concentrado de forma suficiente en la fase de austenita retenida, y las distribuciones de las concentraciones de Si y Al no son las distribuciones predeterminadas, resultando en que la capacidad de fijación de la forma es inferior.

El ejemplo experimental 4 es un ejemplo en el cual, la temperatura de terminación del laminado en caliente es baja, y ya que la microestructura se vuelve una microestructura heterogénea en la cual, la estructura se estira en una dirección, la ductilidad y la capacidad de la forma son inferiores .

El ejemplo experimental 8 es un ejemplo en el cual, la temperatura a la cual se enrollan las láminas en una bobina, después del laminado en caliente, es baja, y ya que el Mn y el Si no se concentran de forma suficiente en la fase de austenita retenida, la capacidad de fijación de la forma es inferior .

El ejemplo experimental 12 es un ejemplo en el cual, la velocidad de enfriamiento después del laminado en caliente y después del enrollado es baja, y ya que el Mn y el Si no se concentran de forma suficiente en la fase de austenita retenida, la capacidad de fijación de la forma es inferior.

El ejemplo experimental 16 es un ejemplo en el cual, la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de recocido es alta, y ya que la fracción de volumen de la ferrita blanda es pequeña, la ductilidad, la capacidad de rebordeado por estiramiento y la capacidad de fijación de la forma son inferiores . por otro lado, el ejemplo experimental 20 es un ejemplo en el cual, la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de recocido es baja, y ya que el número de carburos basados en fierro, gruesos, que son el punto de inicio de la destrucción, permanecen en un estado insoluble, la bainita, la ferrita bainítica, la martensita revenida, y la martensita recién producida que son las microestructuras duras, y la austenita retenida, no pueden ser obtenidas de forma suficiente, resultando en que la ductilidad, la capacidad de rebordeado por estiramiento, y la capacidad de fijación de la forma son inferiores .

En el ejemplo experimental 24, la velocidad promedio de enfriamiento en la tercera etapa de enfriamiento hasta 700°C es baja, se genera un gran número de carburos basados en fierro, gruesos, y ferrita, y la bainita, la ferrita bainítica, la martensita revenida, y la martensita recién generada, que son las microestructuras duras, no pueden ser obtenidas de forma suficiente, resultando en que la resistencia es inferior.

Por otro lado, en el ejemplo experimental 28, la velocidad promedio de enfriamiento en la tercera etapa de enfriamiento hasta 700°C es alta, y la fracción de volumen de la ferrita blanda es pequeña, de modo tal que la ductilidad y la capacidad de fijación de la forma son inferiores.

En el ejemplo experimental 32, la velocidad de enfriamiento en la cuarta etapa de enfriamiento desde 700°C a 500°C es baja, se genera un gran número de carburos basados en fierro, y la bainita, la ferrita bainitica, la martensita revenida y la martensita recién producida que son las microestructuras duras no pueden ser obtenidas de forma suficiente, resultando en que la resistencia es inferior.

En el ejemplo experimental 36, ya que el tiempo de retención desde 450°C a 350°C es corto, el C no se concentra de forma suficiente en la fase de austenita retenida, y la fase de austenita retenida no puede persistir de forma suficiente, y ya que está contenida una gran cantidad de la martensita, que es el punto de inicio de la destrucción, la ductilidad, la capacidad de rebordeado por estiramiento y la capacidad de retención de la forma son inferiores.

Por otro lado, en el ejemplo experimental 40, ya que el tiempo retención desde 450°C a 350°C es largo, de generan carburos a base de fierro durante el proceso de retención, y la fracción de volumen de la fase de austenita retenida es pequeña, de modo tal que la ductilidad y la capacidad de retención de la forma son inferiores.

El ejemplo experimental 93 es un ejemplo en el cual, la temperatura máxima de calentamiento en la etapa de recocido es alta, y la velocidad promedio de enfriamiento en la tercera etapa de enfriamiento después de la etapa de recocido es alta, y ya que la fracción de volumen de la ferrita suave es pequeña, la capacidad de rebordeado por estiramiento es inferior .

El ejemplo experimental 94 es un ejemplo en el cual, la velocidad promedio de enfriamiento en el primer enfriamiento, desde la terminación del laminado en caliente al inicio del enrollado es baja, y ya que la transformación de la frita procede de forma excesiva, no se puede hacer que las distribuciones del Mn, Si, y Al procedan, después de enrollado, y las cantidades de Mn, Si, y Al en la fase de austenita retenida, obtenidas en la etapa de recocido están fuera del rango de la presente invención, de modo tal que la capacidad de fijación de la forma es inferior.

Claims

REIVINDICACIONES

1. Láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, que comprenden: en % en masa, C: 0.075 a 0.300%; Si: 0.30 a 2.5%; Mn: 1.3 a 3.50%; P: 0.001 a 0.030%; S; 0.0001 a 0.0100%; Al: 0.080 a 1.500%; N: 0.0001 a 0.100; O: 0.0001 a 0.0100; y el resto compuesto de Fe y las impurezas inevitables, caracterizadas porque, la estructura de las láminas de acero contiene una fase de austenita retenida de 5 a 20% en fracción de volumen, en un rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acérela cantidad de C en solución sólida, contenida en la fase de austenita retenida es de 0.80 a 1.00% en % en masa; WSiY definida como la cantidad de Si en solución sólida, contenida en la fase de austenita retenida es 1.10 veces o más Wsi* definida como una cantidad promedio de Si, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero; Wmny definido como la cantidad de Mn en solución sólida, contenida en la fase de austenita retenida, es 1.10 veces o más WMn* definida como una cantidad promedio de Mn, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero; y cuando se mide la distribución de la frecuencia, al establecer una pluralidad de regiones de medición, cada una que tiene un diámetro de 1 µ?? o menos, en el rango de 1/8 del espesor a 3/8 del espesor de las láminas de acero, con respecto a la suma de la relación entre WSi definido como un valor medido de una cantidad de Si en cada una de la pluralidad de regiones de medición y WSi* que es la cantidad promedio de Si, y la relación entre WA1 definido como un valor medido de una cantidad de aluminio en cada una de la pluralidad de regiones de medición y WAi* definido como una cantidad promedio de Al, el valor de moda de la distribución de frecuencia es 1.95 a 2.05, y la curtosis es de 2.00 o más.

2. Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizadas porque: la estructura de las láminas de acero contiene además una fase de ferrita de 10 a 75% en fracción de volumen, y una o ambas de la fase de ferrita bainitica y la fas de bainita de 10 a 50% en total; y la fase de martensita revenida se limita a menos del 10% en fracción de volumen, y la fase de martensita recién producida se limita al 15% o menos en fracción de volumen.

3. Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, caracterizadas porque comprenden además en % en masa, uno o dos o más de Ti: 0.005 a 0.150%, Nb: 0.005 a 0.150%, V: 0.005 a 0.150%, y B: 0.0001 a 0.0100%,

4. Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizadas porque comprenden además en % en masa, uno o dos o más de Mo: 0.01 a 1.00%, W: 0.01 a 1.00%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a 2.00%, y Cu: 0.01 a 2.00%.

5. Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 1, caracterizadas porque comprenden además en % en masa uno o dos o más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, y RE de 0.0001 a 0.5000% en total.

6. Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, caracterizadas porque comprenden las láminas de acero, de alta resistencia, de acuerdo con la reivindicación 1, que tienen una capa galvanizada formada sobre la superficie de las mismas.

7. Las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 6, caracterizadas porque una película de revestimiento compuesta de un óxido compuesto que contiene un óxido de fósforo y/o fósforo, se forma sobre la superficie de la capa galvanizada.

8. El método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, caracterizado porque comprende: una etapa de laminado en caliente, que es una etapa para calentar planchas que contienen: en % en masa C: 0.075 a 0.300%; Si: 0.30 a 2.5%; Mn: 1.3 a 3.50%; P: 0.001 a 0.030%; S: 0.0001 a 0.0100%; Al: 0.080 a 1.500%; N: 0.0001 a 0.0100; O: 0.0001 a 0.0100; y el resto compuesto de Fe y las impurezas inevitables, a 1100°C o más, llevar a cabo el laminado en caliente sobre las planchas en una región de temperatura en la cual, una temperatura superior entre 850°C y la temperatura Ar3 se establece como la temperatura del limite inferior, llevar a cabo el primer enfriamiento, para llevar a cabo el enfriamiento en un rango desde la terminación del laminado al inicio del enrollado, a una velocidad de 10°C/segundo o más, en promedio, llevar a cabo el enrollado en un rango de la temperatura de enrollado de 600 a 750°C y llevar a cabo el segundo enriamiento, para enfriar las láminas de acero enrolladas en un rango de la temperatura de enrollado a (la temperatura de enrollado - 100) °C a una velocidad de 15°C/hora o menos en promedio; y una etapa de recocido continuo, para llevar a cabo el recocido sobre las láminas de acero a una temperatura máxima de calentamiento (Aci + 40) °C a 1000°C después del segundo enfriamiento, enseguida, llevar a cabo el tercer enfriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento de 1.0 a 10.0 °C/segundo en un rango de la temperatura máxima de calentamiento a 700°C, enseguida llevar a cabo el cuarto enriamiento a una velocidad promedio de enfriamiento de 5.0 a 200.0°C/segundo en un rango de 700°C a 500°C, y enseguida, llevar a cabo el proceso de retención, para retener las láminas de acero después de ser sometidas al cuarto enfriamiento durante 30 a 1000 segundos en un rango de 3509 a 450°C.

9. El método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizado porque comprende además una etapa de laminado en frió, para llevar a cabo el decapado y después llevar a cabo el laminado en frió a un porcentaje de reducción del 30 a 75%, entre la etapa de laminado en caliente y la etapa de recocido continuo.

10. El método para la fabricación de las láminas de acero, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 8, caracterizado porque comprende además una etapa de laminado de endurecimiento, para llevar a cabo el laminado sobre las láminas de acero a un porcentaje de reducción de menos de 10%, después de la etapa de recocido continuo .

11. Un método para la fabricación de láminas de acero, galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, caracterizado porque comprende formar, después de llevar a cabo el proceso de retención cuando se fabrican las láminas de acero, de alta resistencia en el método de fabricación de acuerdo con la reivindicación 8, una capa galvanizada sobre la superficie de las láminas de acero, al llevar a cabo la electrogalvanización .

12. Un método para la fabricación de láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, caracterizado porque comprende formar, entre el cuarto enfriamiento y el proceso de retención, o después del proceso de retención, cuando se fabrican las láminas de acero, de alta resistencia en el método de fabricación de acuerdo con la reivindicación 8, una capa galvanizada sobre la superficie de las láminas de acero, al sumergir las láminas de acero en un baño de galvanización.

13. El método para la fabricación de láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente de acuerdo con la reivindicación 12, caracterizado porque, las láminas de acero, después de ser sumergidas en el baño de galvanización, se recalientan a 460 a 600°C, y se retienen por dos segundos o más para hacer que la capa galvanizada sea aleada.

14. El método para fabricación de las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 11, caracterizado porque, después que se forma la capa galvanizada, una película de revestimiento formada de óxido compuesto que contiene uno o arabos de un óxido de fósforo y fósforo, se proporciona a la superficie de la capa galvanizada.

15. El método para fabricación de las láminas de acero galvanizadas, de alta resistencia, con capacidad de fijación de la forma excelente, de acuerdo con la reivindicación 13, caracterizado porque, después que se alea la capa galvanizada, una película de revestimiento formada de óxido compuesto que contiene uno o ambos de un óxido de fósforo y fósforo, se proporciona sobre la superficie de la capa galvanizada aleada.