MX2014001115A - Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero galvanizada de alta resistencia excelentes en moldeabilidad y metodos de produccion de las mismas. - Google Patents
Lamina de acero de alta resistencia y lamina de acero galvanizada de alta resistencia excelentes en moldeabilidad y metodos de produccion de las mismas.Info
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Abstract
Esta lámina de acero de alta resistencia que tienen superior moldeabilidad mientras que asegura la alta resistencia de una resistencia a la tracción máxima de al menos 900 MPa se caracteriza por que tiene una composición dé componentes predeterminada, la estructura de lámina de acero que contiene una fase de ferrita y una fase de austenita, la proporción de hierro bcc y los granos de Cu no alineados que es al menos 15% de los granos de Cu en general, la densidad de granos de Cu en la fase de ferrita que es al menos 1.0x1018 granos/m3, y el tamaño de grano promedio de los granos de Cu en la fase de ferrita que es al menos 2.0 nm.
Description
LÁMINA DE ACERO DE ALTA RESISTENCIA Y LÁMINA DE ACERO GALVANIZADA DE ALTA RESISTENCIA EXCELENTES EN MOLDEABILIDAD Y MÉTODOS DE PRODUCCIÓN DE LAS MISMAS
CAMPO TÉCNICO
La presente invención se refiere a una lámina de acero de alta resistencia y una lámina de acero galvanizada de alta resistencia que son excelentes en moldeabilidad y a los métodos de producción de las mismas.
ANTECEDENTES DE LA TÉCNICA
En los últimos años, han aumentado las demandas por una resistencia más alta en la lámina de acero que se utiliza para automóviles, etcétera. En particular, con el objeto de mejorar la seguridad en la colisión, etcétera, también se está utilizando la lámina de acero de alta resistencia con una tensión máxima de tracción de 900 MPa o más. Tal lámina de acero de alta resistencia se forma económicamente en grandes volúmenes trabajándola en prensa en la misma manera que la lámina de acero suave y está siendo utilizada como miembros estructurales.
Sin embargo, en los últimos años, junto con el rápido incremento en la resistencia de la lámina de acero de alta resistencia, en particular en la lámina de acero de alta resistencia con una tensión máxima de tracción de 900 MPa o más, ha surgido el problema de que la moldeabilidad se vuelve
insuficiente y de que se vuelve difícil el trabajo acompañado con la deformación local tal como la capacidad de conformación en formas complejas. Adicionalmente, cuando una fuerza de tensión de alta velocidad actúa sobre un material de acero, había el problema de que el modo de fractura fácilmente cambiaría de la fractura dúctil a la fractura quebradiza.
En el pasado, como un ejemplo de la técnica para el fortalecimiento de un material de acero, era conocido un material de acero de alta resistencia que era endurecido causando la precipitación fina de Cu. La PLT 1 divulga un material de acero de alta resistencia del tipo de endurecimiento por precipitación de Cu que contiene C, Si, P, S, Al, N, y Cu en rangos predeterminados, contiene uno o ambos de Mn: 0.1 a 3.0% y Cr: 0.1 a 3.0%, tiene una (Mn+Cr) /Cu de 0.2 o más, y tiene un balance de hierro e impurezas inevitables, tiene un tamaño de grano de cristal de ferrita promedio de 3 µ o más, y tiene una proporción de área de ferrita de 60% o más.
Adicionalmente, como un ejemplo de la lámina de acero de alta resistencia que logra tanto moldeabilidad como capacidad de expansión del agujero, la PLT 2 divulga la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad y capacidad de expansión del agujero que contiene C, Si, Cu, y Mn en % en masa predeterminado, adicionalmente contiene convenientemente al menos uno de Al, Ni, Mo, Cr, V, B, Ti, Nb,
Ca, y Mg, y tiene una dureza de la fase de ferrita de Hv 150 a 240, tiene una proporción de volumen de austenita residual en la estructura de acero de 2 a 20%, y exhibe una resistencia a la tracción de 600 a 800 Pa.
La PLT 3 divulga, como un ejemplo de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia para el uso de trabajo que es excelente en las características de fatiga, la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia para el uso de trabajo que es excelente en las características de fatiga que está comprendida de la lámina de acero que contiene C: 0.05 a 0.30%, Cu: 0.2 a 2.0%, y B: 2 a 20 ppm y que tiene una microestructura comprendida de una proporción de volumen de 5% o más y 25% o menos de austenita residual y ferrita y bainita y que tiene Cu presente en la fase de ferrita en el estado de partículas que están comprendidas de Cu solo de un tamaño de 2 nm o menos en un estado de solución sólida y/o un estado precipitado .
La PLT 4 divulga, como un ejemplo de la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de estructura compuesta que es excelente en las características de fatiga, la lámina de acero laminada en frío de alta resistencia de estructura compuesta que está comprendida de la lámina de acero de estructura compuesta de ferrita-martensita que contiene C: 0.03 a 0.20%, Cu: 0.2 a 2.0%, y B: 2 a 20 ppm y que tiene Cu presente en la fase de ferrita en el estado de partículas que
están comprendidas de Cu solo de un tamaño de 2 nm o menos en un estado de solución sólida y/o un estado precipitado.
La PLT 5 divulga, como un ejemplo de la lámina de acero de súper alta resistencia que es excelente en la resistencia a la fractura retardada, la lámina de acero de súper alta resistencia que contiene, en % en peso, C: 0.08 a 0.30, Si: menos de 1.0, Mn: 1.5 a 3.0, S: 0.010 o menos, P: 0.03 a 0.15, Cu: 0.10 a 1.00, y Ni: 0.10 a 4.00, tiene un balance de hierro e impurezas inevitables, contiene una o más estructuras de martensita, martensita templada, o estructuras de bainita en una proporción de volumen de 40% o más, y tiene una resistencia de 1180 MPa o más.
La PLT 6 divulga, como un ejemplo de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en capacidad de conformación por estampado y resistencia a la corrosión, la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en capacidad de conformación por estampado y resistencia a la corrosión que satisface los requerimientos de C: 0.08 a 0.20%, Si: 0.8 a 2.0%, Mn: 0.7 a 2.5%, P: 0.02 a 0.15%, S: 0.010% o menos, Al: 0.01 a 0.10%, Cu: 0.05 a 1.0%, y Ni: 1.0% o menos, tiene un balance de hierro e impurezas inevitables, y satisface la relación de la siguiente fórmula
"0.4<(10P+Si) / (10C+Mn+Cu+0.5Ni)<1.6" (en donde, las notaciones de los elementos indican el contenido respectivo (%)), cuya lámina de acero tiene austenita residual de 3 a 10% y una
resistencia a la tracción de 610 a 760 MPa .
La PLT 7 divulga, como un ejemplo de la lámina de acero de calibre delgado de alta resistencia, la lámina de acero de calibre delgado de alta resistencia que tiene una composición de ingredientes que contiene C: 0.05 a 0.3%, Si: 2% o menos, Mn: 0.05 a 4.0%, P: 0.1% o menos, S: 0.1% o menos, Cu: 0.1 a 2%, y Si(%)/5 o más, Al: 0.1 a 2%, N: 0.01% o menos, Ni: Cu(%)/3 o más (cuando Cu es 0.5% o menos, no se incluye necesariamente) y satisface "Si ( % ) +A1 ( % )=0.5", "Mn (%) +Ni (%)=0.5", tiene una estructura que contiene una proporción de volumen de 5% o más de austenita residual, y exhibe una resistencia a la tracción de 650 a 800 MPa.
Lista de Menciones
Literatura de Patente
PLT 1: Publicación de Patente Japonesa No. 2004-100018A
PLT 2: Publicación de Patente Japonesa No. 2001-355044A PLT 3: Publicación de Patente Japonesa No. 11-279690A PLT 4: Publicación de Patente Japonesa No. 11-199973A PLT 5: Publicación de Patente Japonesa No. 08-311601A PLT 6: Publicación de Patente Japonesa No. 08-199288A
PLT 7: Publicación de Patente Japonesa No. 05-271857A
BREVE DESCRIPCIÓN DE LA INVENCIÓN
Problema Técnico
La lámina de acero de alta resistencia convencional se lamina en caliente, se decapa, y se lamina en frió,
posteriormente se recuece continuamente bajo condiciones predeterminadas para hacer que fases de cristal predeterminadas precipiten en proporciones predeterminadas en la estructura de lámina de acero y lograr por consiguiente tanto alta resistencia como alta trabajabilidad.
Sin embargo, en el acero de baja aleación con bajo contenido de elementos agregados, la transformación de fase procede rápidamente al momento del tratamiento de recocido, de modo que la extensión del rango de operación en que las fases de cristal predeterminas se pueden hacer precipitar en proporciones predeterminadas se vuelve estrecha y, como consecuencia, la lámina de acero de alta resistencia no se vuelve estable en sus propiedades y varia en calidad.
Adicionalmente, la convencional lámina de acero de alta resistencia de 900 MPa o más de resistencia a la tracción fue insuficiente en trabajabilidad. Se deseaba mejorar la capacidad de conformación en formas complejas y de otra manera mejorar la trabajabilidad.
La presente invención se hizo en consideración de esta situación y tiene como su objeto la provisión de la lámina de acero de alta resistencia de 900 MPa o más de resistencia a la tracción donde se mejora la capacidad de conformación en formas complejas para mejorar la habilidad de deformación local y donde la resistencia a la tracción se puede mejorar cuando actúa la tensión de alta velocidad, y un método de
producción de la misma.
Solución al Problema
Los inventores, etcétera, emprendieron estudios intensivos sobre la estructura de lámina de acero y el método de producción a fin de lograr tanto la mejora de la capacidad de conformación en formas complejas como la mejora de la resistencia a la tracción cuando la tensión de alta velocidad actúa sobre la lámina de acero de alta resistencia. Como consecuencia, aprendieron que haciendo que el Cu precipite eficientemente en la lámina de acero, es posible lograr tanto la mejora de la capacidad de conformación en formas complejas como la mejora de la resistencia a la tracción cuando actúa la tensión de alta velocidad. Adicionalmente, descubrieron que para formar tal estructura, es suficiente impartir tensión a la lámina de acero durante el recocido de la lámina de acero.
La invención se hizo como resultado de estudios adicionales basados en el descubrimiento anteriormente mencionado y tiene como su esencia lo siguiente:
(1) La lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.50%, Mn: 1.30 a 3.50%, P: 0.001 a 0.030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.005 a 1.500%, Cu: 0.15 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, y O: 0.0001 a 0.0100%, contiene, como elementos opcionales, Ti: 0.005 a 0.150%, Nb: 0.005 a 0.150%, B: 0.0001 a 0.0100%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a
2.00%, Mo: 0.01 a 1.00%, W: 0.01 a 1.00%, V: 0.005 a 0.150%, y uno o más de Ca, Ce, Mg, y REM: 0.0001 a 0.50% en total, y tiene un balance de hierro e impurezas inevitables, en donde la estructura de lámina de acero contiene una fase de ferrita y una fase de martensita, una proporción de partículas de Cu incoherentes con el hierro bcc es 15% o más con respecto a las partículas de Cu como un todo, una densidad de las partículas de Cu en la fase de ferrita es 1.0xl018/m3 o más, y un tamaño de partícula promedio de las partículas de Cu en la fase de ferrita es 2.0 nm o más.
(2) La lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad del (1) caracterizada en que la estructura en un rango de espesor de 1/8 a espesor de 3/8 de la lámina de acero de alta resistencia comprende, por fracción en volumen, una fase de ferrita: 10 a 75%, fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita: 50% o menos, fase de martensita templada: 50% o menos, fase de martensita fresca: 15% o menos, y fase de austenita residual: 20% o menos.
(3) La lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad caracterizada por que comprende la lámina de acero de alta resistencia del (1) o (2) en la superficie de la cual se forma una capa galvanizada.
(4) Un método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad caracterizado por que comprende un proceso de laminación en caliente de
calentar una losa que contiene, en% en masa, C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.50%, Mn: 1.30 a 3.50%, P: 0.001 a 0.030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.005 a 1.500%, Cu: 0.15 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, O: 0.0001 a 0.0100%, contiene, como elementos opcionales, Ti: 0.005 a 0.150%, Nb: 0.005 a 0.150%, B: 0.0001 a 0.0100%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a 2.00%, Mo: 0.01 a 1.00%, W: 0.01 a 1.00%, V: 0.005 a 0.150%, y uno o más de Ca, Ce, g, y REM: 0.0001 a 0.50% en total, y tiene un balance de hierro e impurezas inevitables, directamente, o después del enfriamiento una vez, a 1050°C o más, laminando con un limite inferior de una temperatura de 800 °C o el punto de transformación Ar3, el que sea mayor, y arrollándola en 500 a 700°C de temperatura y un proceso de recocido de calentar la lámina de acero arrollada en 550 a 700°C mediante una tasa de calentamiento promedio de 1.0 a 10.0°C/seg hasta una temperatura de calentamiento máxima de 740 a 1000 °C, enfriando posteriormente mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1.0 a 10.0°C/seg desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700 °C, impartiendo tensión a la lámina de acero desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700 °C, y enfriando mediante una tasa de enfriamiento de 5.0 a 200.0°C/seg desde 700°C hasta el punto Bs o 500°C.
(5) El método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad del anterior (5) caracterizado por que tiene un proceso de laminación en frió,
después del proceso de laminación en caliente y antes del proceso de recocido, de decapar la lámina de acero arrollada, laminándola posteriormente mediante una tasa de apriete de 35 a 75%.
(6) El método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad del anterior (4) o (5) caracterizado por la tensión que se imparte a la lámina de acero en el proceso de recocido aplicando 5 a 50 Pa de tensión a la lámina de acero al combarse una vez o más en un rango que da una cantidad de deformación por tracción en la circunferencia más externa de 0.0007 a 0.0910.
(7) El método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad del anterior (6) caracterizado en que el combado se realiza presionando la lámina de acero contra un rodillo con un diámetro de rodillo de 800 mm o menos.
(8) Un método de producción de la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad caracterizado por que produce la lámina de acero de alta resistencia mediante el método de producción de la lámina de acero de alta resistencia de cualquiera del anterior (4) a (7), electrogalvanizándola posteriormente.
(9) Un método de producción de la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad caracterizado por que produce la lámina de acero
de alta resistencia mediante el método de producción de acuerdo con cualquiera del (4) a (8) después del enfriamiento al punto Bs o 500°C del cual realizar la galvanización por inmersión en caliente.
(10) Un método de producción de la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad de acuerdo con (9) caracterizado por realizar el tratamiento de aleación en 470 a 650 °C de temperatura después de la galvanización por inmersión en caliente.
Efectos Ventajosos de la Invención
De acuerdo con la presente invención, es posible proporcionar la lámina de acero de alta resistencia que asegura una alta resistencia de 900 MPa o más de resistencia máxima a la tracción mientras que tiene excelente capacidad de conformación en formas complejas y otra moldeabilidad y tiene también excelentes propiedades de tracción de alta resistencia. Adicionalmente, es posible proporcionar la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que asegura una alta resistencia de 900 MPa o más de resistencia máxima a la tracción mientras que tiene excelente capacidad de conformación en formas complejas y otra moldeabilidad y tiene también excelentes propiedades de tracción de alta resistencia .
DESCRIPCIÓN DE LAS MODALIDADES
Primero, se explicará la estructura de la lámina de acero
de alta resistencia de la presente invención. La estructura de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención no está particularmente limitada en tanto se pueda asegurar una resistencia de 900 MPa o más de resistencia máxima a la tracción.
Por ejemplo, la estructura puede ser cualquiera de una estructura de fase única de martensita, una estructura de fase dual comprendida de martensita y bainita, una estructura de fase dual comprendida de ferrita y martensita, una estructura de fase compuesta comprendida de ferrita, bainita, y austenita residual y otras tales estructuras que incluyen ferrita, bainita, martensita, y austenita residual aisladamente o de manera compuesta. Alternativamente, puede ser una estructura de estas estructuras, incluyendo adicionalmente una estructura de perlita.
La fase de ferrita que se incluye en la estructura de la lámina de acero de alta resistencia puede ser cualquier de ferrita fortalecida por precipitación, ferrita no recristalizada según es trabajada, o ferrita restaurada con respecto a la dislocación parcial.
La estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención preferiblemente está comprendida de, en el rango de espesor de 1/8 a 3/8 centrado en 1/4 del espesor de la lámina, por fracción en volumen, fase de ferrita: 10 a 75%, fase de ferrita bainitica y/o fase de
bainita: 50% o menos, fase de martensita templada: 50% o menos, fase de martensita fresca: 15% o menos, y fase de austenita residual: 20% o menos. Si la lámina de acero de alta resistencia tiene tal estructura de lámina de acero, es resultado es la lámina de acero de alta resistencia que tiene una moldeabilidad más excelente.
Aqui, la estructura se hace en el rango de espesor de 1/8 a 3/8 debido a que se puede considerar que este rango de la estructura representa la estructura de la lámina de acero como un todo. Si tal estructura de lámina de acero está en el rango de espesor de 1/8 a 3/8, se puede juzgar que la lámina de acero como un todo tiene tal estructura.
Se explicarán las fases que se pueden incluir en la estructura de la lámina de acero.
Fase de Ferrita
La fase de ferrita es una estructura que es efectiva para mejorar la ductilidad y preferiblemente está contenida en la estructura de lámina de acero en una fracción en volumen de 10 a 75%. La fracción en volumen de la fase de ferrita en la estructura de lámina de acero, desde el punto de vista de la ductilidad, es más preferiblemente 15% o más, todavía más preferiblemente 20% o más. La fase de ferrita es una estructura suave, por lo que para incrementar suficientemente la resistencia a la tracción de la lámina de acero, la fracción en volumen de la fase de ferrita que está contenida
en la estructura de lámina de acero se hace más preferiblemente 65% o menos, todavía más preferiblemente se hace 50% o menos.
Fase de Ferrita Bainítica y/o Fase de Bainita
La fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita es una estructura con un buen balance de resistencia y ductilidad y preferiblemente está contenida en la estructura de lámina de acero en una fracción en volumen de 10 a 50%. Adicionalmente, la fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita es una microestructura que tiene una resistencia intermedia a aquella de una fase de ferrita suave y fase de martensita dura y fase de martensita templada y fase de austenita residual. Desde el punto de vista de la capacidad de conformación en formas complejas, la inclusión de 15% o más es más preferible y la inclusión de 20% o más es adicionalmente preferible. Si la fracción en volumen de la fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita incrementa, el límite elástico se vuelve más alto, por lo que desde el punto de vista de la congelabilidad de la forma, la fracción en volumen de la fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita es preferiblemente 50% o menos.
Fase de Martensita Templada
La fase de martensita templada es una estructura que mejora en gran medida la resistencia a la tracción. Desde el punto de vista de la resistencia a la tracción, la fracción en volumen de la martensita templada es preferiblemente 10% o
más. Si la fracción en volumen de la martensita templada que está contenida en la estructura de lámina de acero incrementa, el limite elástico se vuelve más alto, por lo que desde el punto de vista de la congelabilidad de la forma, la fracción en volumen de la fase de martensita templada es preferiblemente 50% o menos.
Fase de Martensita Fresca
La fase de martensita fresca mejora en gran medida la resistencia a la tracción. Por otra parte, forma puntos de partida de la fractura y degrada en gran medida la capacidad de conformación en formas complejas, de modo que preferiblemente se limita a una fracción en volumen de 15% o menos. Para elevar la capacidad de conformación en formas complejas, es más preferible hacer la fracción en volumen de la fase de martensita fresca 10% o menos, todavía más preferiblemente 5% o menos.
Fase de Austenita Residual
La fase de austenita residual mejora en gran medida la resistencia y la ductilidad. Por otra parte, se convierte en puntos de partida de la fractura y algunas veces causa que la capacidad de conformación en formas complejas se deteriore, por lo que preferiblemente se hace una fracción en volumen de 20% o menos. Para elevar la capacidad de conformación en formas complejas, la fracción en volumen de la fase de austenita residual se hace más preferiblemente 15% o menos.
Para obtener el efecto de mejora de la resistencia y la ductilidad, la fracción en volumen de la fase de austenita residual es preferiblemente 3% o más, más preferiblemente 5% o más. Otros
La estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención adicionalmente puede contener una fase de perlita y/o una fase de cementita gruesa u otra estructura. Sin embargo, si la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia contiene una gran cantidad de fase de perlita y/o fase de cementita gruesa, se deteriora la capacidad de flexión. Por consiguiente, la fracción en volumen de la fase de perlita y/o fase de cementita gruesa que está contenida en la estructura de lámina de acero es preferiblemente un total de 10% o menos, más preferiblemente 5% o menos.
Las fracciones en volumen de las diferentes estructuras que están contenidas en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención pueden, por ejemplo, medirse mediante el siguiente método:
La fracción en volumen de la fase de austenita residual se obtiene examinando el plano paralelo a la superficie de lámina de la lámina de acero y en el espesor de 1/4 mediante análisis por rayos X, calculando la fracción de área, y considerando ese valor como la fracción en volumen.
Las fracciones en volumen de la fase de ferrita, fase de
ferrita bainitica, fase de bainita, fase de martensita templada, y fase de martensita fresca que están contenidas en la estructura de lámina de acero de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención se obtienen obteniendo muestras con secciones transversales del espesor de lámina paralelas a la dirección de laminación como superficies observadas, puliendo las superficies observadas, grabándolas al aguafuerte mediante Nital, examinando posteriormente el rango de espesor de 1/8 a espesor de 3/8 centrado en 1/4 del espesor de lámina utilizando un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SEM) para medir la fracción de área, y considerando ese valor como la fracción en volumen.
Posteriormente, se explicará la microestructura de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención.
La microestructura de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención tiene que ser una donde la densidad de las partículas de Cu sea = 1.0xl018/m3, el tamaño de partícula promedio de las partículas de Cu sea 2.0 nm o más, y la proporción de las partículas de Cu donde las partículas de Cu y el hierro bcc circundante son incoherentes en las partículas de Cu totales sea 15% o más.
El "hierro bcc" es el término general para la ferrita, bainita, y ferrita bainítica con estructuras de cristal de retículos cúbicos centrados en el cuerpo. Si las partículas de Cu son coherentes con el hierro bcc, la resistencia se mejora
en gran medida. Las partículas de Cu que no son coherentes con el hierro bcc obstruyen el desarrollo de la subestructura de dislocación en el hierro bcc. Junto con esto, se vuelve difícil la agregación de dislocaciones al momento de la deformación por tensión grande, se suprime la formación de espacios vacíos, y como resultado se mejora la capacidad de conformación en formas complejas.
La densidad de las partículas de Cu es preferiblemente 5.0xl018/m3 o más, más preferiblemente 1.0xl019/m3 o más.
Las partículas de Cu finas fácilmente mantiene coherencia con el hierro bcc y son de pequeña contribución a la capacidad de conformación en formas complejas, de modo que el límite inferior del tamaño de partícula promedio de las partículas de Cu se hace 2.0 nm o más. El tamaño de partícula promedio de las partículas de Cu es más preferiblemente 4.0 nm o más, todavía más preferiblemente 6.0 nm o más.
Si el número de partículas de Cu que son incoherentes con el hierro bcc es menos de 15%, la mejora de la capacidad de conformación en formas complejas se vuelve insuficiente. Por consiguiente, el número de partículas de Cu tiene que ser 15% o más, preferiblemente es 25% o más, más preferiblemente es 35% o más.
El tamaño de partícula promedio, la coherencia, y la densidad de las partículas de Cu se pueden evaluar como sigue:
Una muestra se corta a partir de la lámina de acero en el espesor de 1/4 y se examina utilizando un microscopio
electrónico de transmisión de alta resolución (HRTEM) . La espectroscopia de pérdida de energía de electrones (EELS) se utiliza para confirmar la composición de las partículas de Cu. Éstas se investigan por el tamaño de partícula y la coherencia con el hierro bcc. El tamaño de las partículas se hizo el promedio de los tamaños de partícula de 20 o más partículas. Adicionalmente, se encontró la proporción de los precipitados que son incoherentes con el hierro bcc en el número de partículas observadas.
La densidad de las partículas de Cu se mide mediante dos métodos de conformidad con el tamaño de partícula promedio. Si el tamaño de partícula promedio es menor que 3 nm, una sonda atómica tridimensional (3D-AP) se utiliza para cortar y probar muestras desde espesor de 1/4 de la lámina de acero. La prueba se realiza hasta que se obtienen 20 o más partículas de Cu o hasta que el volumen medido excede 50000 nm3. La densidad se obtiene dividiendo el número de partículas por el volumen medido. Por otra parte, si el tamaño de partícula promedio es 3 nm o más, se mide el número de partículas de Cu en un campo de 10000 nm2 a 1 µta2 , la difracción de electrones de haz convergente (CBED) se utiliza para medir el espesor de la parte observada de la probeta, éste se multiplica con el área observada para encontrar el volumen observado, y el número de partículas de Cu se divide por el volumen observado para encontrar la densidad de las partículas de Cu.
Los medios para medir la composición, el tamaño de partícula, y la coherencia de las partículas de Cu no están limitados a las técnicas anteriormente mencionadas. Por ejemplo, las partículas se pueden observar utilizando un microscopio electrónico de transmisión de emisión de campo (FE-TEM), etcétera.
A continuación, se explicará la composición de los ingredientes de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención. Nótese que en la siguiente explicación, "%" significará "% en masa".
C: 0.075 a 0.300%
El C se incluye para incrementar la resistencia de la lámina de acero de alta resistencia. Si el contenido de C excede 0.300%, la soldabilidad se vuelve insuficiente. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de C es preferiblemente 0.250% o menos, más preferiblemente 0.220% o menos. Si el contenido de C es menor que 0.075%, la resistencia cae y no se puede asegurar una resistencia máxima a la tracción de 900 MPa o más. Para incrementar la resistencia, el contenido de C es preferiblemente 0.090% o más, más preferiblemente 0.100% o más.
Si: 0.30 a 2.50%
El Si es un elemento que suprime la formación de carburos a base de hierro en la lámina de acero y se requiere para incrementar la resistencia y la moldeabilidad. Si el contenido
de Si excede 2.50%, la lámina de acero se vuelve quebradiza y la ductilidad se deteriora. Desde el punto de vista de la ductilidad, el contenido de Si es preferiblemente 2.20% o menos, más preferiblemente 2.00% o menos. Por otra parte, si el contenido de Si es menor que 0.30%, una gran cantidad de carburos a base de hierro gruesos se forman en el proceso de recocido, y la resistencia y la moldeabilidad se deterioran. Desde este punto de vista, el limite inferior del Si es preferiblemente 0.50% o más, más preferiblemente 0.70% o más. Mn: 1.30 a 3.50%
El Mn se agrega para incrementar la resistencia de la lámina de acero. Si el contenido de Mn excede 3.50%, las partes concentradas de Mn grueso se forman en el centro del espesor de la lámina de acero, fácilmente ocurre la fragilización, y fácilmente ocurre el problema tal como el agrietamiento de la losa colada. Adicionalmente, si el contenido de Mn excede 3.50%, la soldabilidad también se deteriora. Por consiguiente, el contenido de Mn se tiene que hacer 3.50% o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Mn es preferiblemente 3.20% o menos, más preferiblemente 3.00% o menos. Por otra parte, si el contenido de Mn es menor que 1.30%, se forman estructuras suaves en grandes cantidades durante el enfriamiento después del recocido, de modo que se vuelve difícil asegurar una resistencia máxima a la tracción de 900 MPa o más. Por
consiguiente, el contenido de Mn se tiene que hacer 1.30% o más. Para incrementar la resistencia, el contenido de Mn es más preferiblemente 1.50% o más, todavía más preferiblemente 1.70% o más.
P: 0.001 a 0.030%
El P tiende a precipitar en el centro del espesor de la lámina de acero y causa la fragilización de la zona de soldadura. Si el contenido de P excede 0.030%, la zona de soldadura se vuelve frágil en gran medida, por lo que el contenido de P se limita a 0.030% o menos. El límite inferior del contenido de P no está particularmente limitado en tanto se exhiba el efecto de la presente invención. Sin embargo, si se hace el contenido de P menor que 0.001%, los costos de fabricación incrementan en gran medida, por lo que 0.001% se hace el límite inferior.
S: 0.0001 a 0.0100%
El S tiene un efecto perjudicial sobre la soldabilidad y la capacidad de fabricación al momento de la colada y al momento de la laminación en caliente. Consecuentemente, el límite superior del contenido de S se hace 0.0100% o menos. El S se enlaza con el Mn para formar MnS grueso que aminora la ductilidad y la capacidad de conformación en formas complejas, por lo que es preferible 0.0050% o menos, mientras que es más preferible 0.0025% o menos. El límite inferior del contenido de S no está particularmente limitado en tanto se exhiban los
efectos de la presente invención. Sin embargo, si el contenido de S es menor que 0.0001%, los costos de fabricación incrementan en gran medida, por lo que 0.0001% se hace el limite inferior.
Al: 0.005 a 1.500%
El Al suprime la formación de carburos a base de hierro e incrementa la resistencia y la moldeabilidad de la lámina de acero. Si el contenido de Al excede 1.500%, la soldabilidad se vuelve pobre, por lo que el límite superior del contenido de Al se hace 1.500%. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Al preferiblemente se hace 1.200% o menos, más preferiblemente 0.900% o menos. El Al es un elemento que es efectivo como un material desoxidante también, pero si el contenido de Al es menor que 0.005%, no se obtiene de manera suficiente el efecto como un material desoxidante, por lo que el límite inferior del contenido de Al se hace 0.005% o más. Para obtener de manera suficiente el efecto de desoxidación, la cantidad de Al preferiblemente se hace 0.010% o más.
N: 0.0001 a 0.0100%
El N forma nitruros gruesos que causan que la ductilidad y la capacidad de conformación en formas complejas se deterioren, por lo que se debe mantener en un bajo contenido. Si el contenido de N excede 0.0100%, esta tendencia se vuelve más notable, por lo que el contenido de N se hace 0.0100% o menos. Adicionalmente, el N se vuelve una causa de formación
de sopladuras al momento de la soldadura, por lo que mientras menor sea el contenido, mejor. El limite inferior del contenido de N no está particularmente establecido en tanto se exhiba el efecto de la presente invención. Sin embargo, si el contenido de N se hace menor que 0.0001%, los costos de fabricación incrementan en gran medida, por lo que 0.0001% se hace el valor del limite inferior.
O: 0.0001 a 0.0100%
El O forma óxidos que causan que la ductilidad y la capacidad de conformación en formas complejas se deterioren, por lo que se debe mantener en un bajo contenido. Si el contenido de O excede 0.0100%, el deterioro de la capacidad de conformación en formas complejas se vuelve notable, por lo que el contenido de O se hace 0.0100% o menos. El contenido de O es preferiblemente 0.0080% o menos, más preferiblemente 0.0060% o menos. El limite inferior del contenido de 0 no está particularmente limitado en tanto se exhiba el efecto de la presente invención. Sin embargo, si el contenido de O es menor que 0.0001%, los costos de fabricación incrementan en gran medida, por lo que 0.0001% se hace el limite inferior.
Cu: 0.15 a 2.00%
El Cu es un elemento importante en la presente invención. El Cu está presente en el acero como partículas finas. Las partículas de Cu que son coherentes o semi-coherentes con la fase de bcc circundante en particular incrementan la
resistencia de la lámina de acero. Las partículas de Cu son incoherentes con el hierro bcc circundante, en particular suprimen la formación de subestructuras de dislocación dentro de la lámina de acero para incrementar por consiguiente la moldeabilidad. En la presente invención, para obtener de manera suficiente el efecto de las partículas de Cu, el contenido de Cu se tiene que hacer 0.15% o más. El contenido de Cu es preferiblemente 0.30% o más, más preferiblemente 0.40% o más. Por otra parte, si el contenido de Cu excede 2.00%, la soldabilidad se deteriora, por lo que el contenido de Cu se hace 2.00% o menos. Desde el punto de vista de la soldabilidad, el contenido de Cu es preferiblemente 1.80% o menos, más preferiblemente 1.50% o menos.
La lámina de acero de alta resistencia de la presente invención adicionalmente puede contener, según sea necesario, los siguientes elementos:
Ni : 0.01 a 2.00%
El Ni suprime la fragilización que ocurre debido a la adición de Cu en la región de alta temperatura, por lo que se puede agregar deliberadamente con el objeto de mejorar la productividad. Para obtener este efecto, el contenido de Ni se tiene que hacer 0.01% o más. Hacerlo 0.05% o más es más preferible, mientras que hacerlo 0.10% o más es todavía más preferible. Si el contenido de Ni excede 2.00%, la soldabilidad se deteriora, por lo que el contenido de Ni se hace 2.00% o menos.
Ti: 0.005 a 0.150%
El Ti es un elemento que contribuye al incremento en la resistencia de la lámina de acero a través del fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento de granos finos mediante la supresión del crecimiento de los granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Si el contenido de Ti excede 0.150%, incrementa la precipitación de carbonitruros y se deteriora la moldeabilidad, por lo que el contenido de Ti se hace 0.150% o menos. Desde el punto de vista de la moldeabilidad, el contenido de Ti es más preferiblemente 0.100% o menos, todavía más preferiblemente 0.070% o menos. Para obtener de manera suficiente el efecto del incremento en la resistencia mediante el Ti, el contenido de Ti se tiene que hacer 0.005% o más. Para incrementar la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Ti es preferiblemente 0.010% o más, más preferiblemente 0.015% o más.
Nb: 0.005 a 0.150%
El Nb es un elemento que contribuye al incremento en la resistencia de la lámina de acero a través del fortalecimiento por precipitación, el fortalecimiento de granos finos mediante la supresión del crecimiento de granos de cristal de ferrita, y el fortalecimiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Si el contenido de Nb excede 0.150%, incrementa la precipitación de carbonitruros y se deteriora la
moldeabilidad, por lo que el contenido de Nb se hace 0.150% o menos. Desde el punto de vista de la moldeabilidad, el contenido de Nb es más preferiblemente 0.100% o menos, todavía más preferiblemente 0.060% o menos. Para obtener de manera suficiente el efecto del incremento en la resistencia mediante el Nb, el contenido de Nb se tiene que hacer 0.005% o más. Para incrementar la resistencia de la lámina de acero, el contenido de Nb es preferiblemente 0.010% o más, más preferiblemente 0.015% o más.
V: 0.005 a 0.150%
El V es un elemento que contribuye al incremento en la resistencia de la lámina de acero mediante el fortalecimiento por precipitación, fortalecimiento de granos finos mediante la supresión del crecimiento de granos de cristal de ferrita, y fortalecimiento de dislocación a través de la supresión de la recristalización. Si el contenido de V excede 0.150%, incrementa la precipitación de carbonitruros y se deteriora la moldeabilidad, por lo que el contenido se hace 0.150% o menos. Para obtener de manera suficiente el efecto de incrementar la resistencia mediante el V, el contenido tiene que ser 0.005% o más. B: 0.0001 a 0.0100%
El B es un elemento que suprime la transformación de fase en una alta temperatura y es efectivo para incrementar la resistencia y se puede agregar en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de B excede 0.0100%, la trabajabilidad
mientras está caliente se deteriora y la productividad cae, por lo que el contenido de B se hace 0.0100% o menos. Desde el punto de vista de la productividad, el contenido de B es preferiblemente 0.0050% o menos, más preferiblemente 0.0030% o menos. Para obtener de manera suficiente una resistencia más alta mediante el B, el contenido de B se tiene que hacer 0.0001% o más. Para incrementar eficientemente la resistencia de la lámina de acero, el contenido de B es preferiblemente 0.0003% o más, más preferiblemente 0.0005% o más.
Mo: 0.01 a 1.00%
El Mo es un elemento que suprime la transformación de fase en una alta temperatura y es efectivo para incrementar la resistencia y se puede agregar en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de Mo excede 1.00%, la trabaj abilidad cuando está caliente se deteriora y la productividad cae, por lo que el contenido de Mo se hace 1.00% o menos. Para obtener de manera suficiente una resistencia más alta mediante el Mo, el contenido tiene que ser 0.01% o más.
W: 0.01 para 1.00%
El W es un elemento que suprime la transformación de fase en una alta temperatura y es efectivo para incrementar la resistencia y se puede agregar en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de excede 1.00%, la trabaj abilidad cuando está caliente se deteriora y la productividad cae, por lo que el contenido de se hace 1.00% o menos. Para obtener de
manera suficiente una resistencia más alta mediante el W, el contenido tiene que ser 0.01% o más.
Cr: 0.01 a 2.00%
El Cr es un elemento que suprime la transformación de fase en una alta temperatura y es efectivo para incrementar la resistencia y se puede agregar en lugar de parte del C y/o Mn. Si el contenido de Cr excede 2.00%, la trabaj abilidad cuando está caliente se deteriora y la productividad cae, por lo que el contenido de Cr se hace 2.00% o menos. Para obtener de manera suficiente una resistencia más alta mediante el Cr, el contenido tiene que ser 0.01% o más.
Uno o Más de Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, y REM: 0.0001 a 0.5000% en Total
El Ca, Ce, Mg, y REM son elementos que son efectivos para mejorar la moldeabilidad. Se pueden agregar uno o más. Si el contenido del uno o más elementos que se seleccionan a partir de Ca, Ce, Mg, y REM excede un total de 0.5000%, la ductilidad corre riesgo de ser deteriorada, por lo que el total del contenido de los elementos se hace 0.5000% o menos. Para obtener de manera suficiente el efecto de mejora de la moldeabilidad de la lámina de acero, el total del contenido de los elementos tiene que ser 0.0001% o más. Desde el punto de vista de la moldeabilidad, el total del contenido de los elementos es preferiblemente 0.0005% o más, más preferiblemente 0.0010% o más.
"REM" es una abreviación para "metal de tierras raras" e indica los elementos que pertenecen a la serie de los lantanoides. En la presente invención, el REM o Ce a menudo se agrega como un metal de Misen. Algunas veces, los elementos de la serie de los lantanoides además de La o Ce están contenidos de manera compuesta. Adicionalmente, aun cuando los elementos de la serie de los lantanoides aparte de La y Ce están incluidos como impurezas inevitables, se exhiben los efectos de la presente invención. Adicionalmente, incluso al agregar metal La o Ce, se exhiben los efectos de la presente invención.
Anteriormente se explicó la composición de los ingredientes de la presente invención, pero en tanto se esté en un rango que no deteriore las propiedades de la lámina de acero de la presente invención, por ejemplo, elementos aparte de los elementos agregados esenciales también pueden estar incluidos como impurezas que se derivan de los materiales de inicio .
La lámina de acero de alta resistencia de la presente invención también se puede hace la lámina de acero galvanizada de alta resistencia en la superficie de la cual se forma una capa galvanizada o capa galvanorrecocida . Mediante la formación de una capa galvanizada sobre la superficie de la lámina de acero de alta resistencia, el resultado es la lámina de acero que tiene excelente resistencia a la corrosión. Adicionalmente, mediante la formación de una capa
galvanorrecocida sobre la superficie de la lámina de acero de alta resistencia, el resultado es la lámina de acero que tiene excelente resistencia a la corrosión y que tiene excelente adhesión del recubrimiento.
A continuación se explicará el método de producción de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención.
Para producir la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, primero, se cuela una losa que tiene la composición de ingredientes anteriormente mencionada. Como la losa que se utiliza para la laminación en caliente, por ejemplo, es posible utilizar una losa continuamente colada o una losa que se produce por una máquina de colada de losas delgadas, etcétera. Para el método de producción de la lámina de acero de alta resistencia de la presente invención, es preferible utilizar un proceso tal como colada continúa-laminación directa (CC-DR) donde se funde el acero y posteriormente inmediatamente se lamina en caliente.
La temperatura de calentamiento de la losa en el proceso de laminación en caliente tiene que ser 1050°C o más. Si la temperatura de calentamiento de la losa es baja, la temperatura de la laminación de acabado cae debajo del punto Ar3. Como consecuencia, el resultado es la laminación bifásica de la fase de ferrita y la fase de austenita, por lo que la estructura de lámina laminada en caliente se vuelve una estructura de grano mezclada desigual. La estructura desigual
no se elimina incluso después de la laminación en frío y el proceso de recocido y por consiguiente la ductilidad y la capacidad de flexión se deterioran. Adicionalmente, si la temperatura de la laminación de acabado cae, la carga de laminación incrementa y la laminación se vuelve difícil o los defectos de forma corren riesgo de ser invitados en la lámina de acero después de la laminación. El límite superior de la temperatura de calentamiento de la losa no está particularmente establecido en tanto se exhiba el efecto de la presente invención, pero no es preferible económicamente establecer la temperatura de calentamiento a una temperatura excesivamente alta, por lo que el límite superior de la temperatura de calentamiento de la losa preferiblemente se hace 1350°C o menos.
El punto Ar3 se puede calcular mediante la siguiente fórmula :
Ar3 ( °C) =901-325xC+33xSi-92x (Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2 ) +52xAl
En la fórmula anterior, C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, y Al son el contenido de los diferentes elementos (% en masa) .
La temperatura de la laminación de acabado de la laminación en caliente se hace el mayor de 800°C o el punto Ar3 como el límite inferior y 1000 °C como el límite superior. Si la temperatura de la laminación de acabado es menor que 800 °C, la carga de laminación al momento de la laminación de acabado se vuelve alta, la laminación se vuelve difícil, y los
defectos de la forma corren riesgo de ser invitados en la lámina de acero laminada en caliente que se obtiene después de la laminación. Si la temperatura de la laminación de acabado es menor que el punto Ar3, la laminación en caliente se convierte en laminación de región bifásica de la fase de ferrita y la fase de austenita y la estructura de lámina de acero laminada en caliente algunas veces se convertirá en una estructura de grano mezclada desigual.
El limite superior de la temperatura de la laminación de acabado no está particularmente establecido en tanto se exhiba el efecto de la presente invención, pero si la temperatura de la laminación de acabado se hace excesivamente alta, para asegurar esa temperatura, la temperatura de calentamiento de la losa se tiene que hacer excesivamente alta. Por consiguiente, la temperatura de limite superior de la temperatura de la laminación de acabado preferiblemente se hace 1000°C o menos.
La lámina de acero después de la laminación se arrolla en 500 a 700°C. Si se arrolla la lámina de acero en una temperatura que excede 700 °C, los óxidos que se forman sobre la superficie de la lámina de acero incrementan excesivamente en espesor y se deteriora la habilidad de decapado. Para incrementar la habilidad de decapado, la temperatura de arrollamiento es preferiblemente 680°C o menos, más preferiblemente 660 °C o menos. Si la temperatura de
arrollamiento se vuelve menor que 500 °C, la lámina de acero laminada en caliente se vuelve excesivamente alta en resistencia y la laminación en frío se vuelve difícil. Desde el punto de vista de aligerar la carga en la laminación en frío, la temperatura de arrollamiento preferiblemente se hace 550°C o más. Es más preferible 600°C o más.
La lámina de acero arrollada preferiblemente se enfría mediante una tasa de enfriamiento de 25°C/hora o menos. Esto es para promover la precipitación de Cu.
La lámina de acero laminada en caliente así producida es decapada. Debido al decapado, los óxidos sobre la superficie de la lámina de acero se pueden remover. Esto es importante desde el punto de mejorar la convertibilidad química de la lámina de acero de alta resistencia laminada en frío del producto final o la revestibilidad por inmersión en caliente de la lámina de acero laminada en frío para el uso de la lámina de acero galvanorrecocida o galvanizada por inmersión en caliente. El decapado puede ser simplemente un tratamiento único o se puede dividir en una pluralidad de tratamientos.
La lámina de acero decapada se puede suministrar tal como está al proceso de recocido, pero laminándola en frío mediante una tasa de apriete de 35 a 75%, se obtiene la lámina de acero con una alta precisión de espesor y excelente forma. Si la tasa de apriete es menor que 35%, es difícil mantener la forma plana y el producto final se vuelve pobre en ductilidad, por
lo que la tasa de apriete se hace 35% o más. Si la tasa de apriete excede 75%, la carga de laminación en frío se vuelve muy grande y la laminación en frío se vuelve difícil. A partir de esto, el límite superior de la tasa de apriete se hace 75%. El número de pasos de laminación y la tasa de apriete para cada paso no están particularmente prescritos en tanto se exhiba el efecto de la presente invención.
Posteriormente, la lámina de acero laminada en caliente o lámina de acero laminada en frío obtenida se somete a tratamiento de recocido.
Primero, la lámina de acero se calentó desde 550 a 700°C mediante una tasa de calentamiento promedio de 1.0 a 10.0°C/seg, preferiblemente 2.0 a 5.0°C/seg, hasta la temperatura de calentamiento máxima. La temperatura de calentamiento máxima se hizo 740 a 1000 °C. Debido a este tratamiento, la estructura de cristal de los precipitados de Cu formados en el previo proceso de laminación en caliente se hace un fcc (retículo cúbico centrado en las caras) . Parte de los precipitados de Cu que hicieron un fcc en este punto de tiempo se disuelven en la austenita y/o ferrita en el proceso de calentamiento y mantienen la estructura de fcc incluso en el posterior proceso de enfriamiento, por lo que se pueden utilizar como precipitados de Cu incoherentes con el hierro bcc.
Si la temperatura de calentamiento máxima es menor que 740°C, los carburos a base de hierro gruesos permanecen no
disueltos en la lámina de acero y actúan como puntos de partida de la fractura, por lo que la moldeabilidad se degrada notablemente. Para disminuir los carburos a base de hierro no disueltos restantes, la temperatura de calentamiento máxima preferiblemente se hace 760°C o más. Si la temperatura de calentamiento máxima excede 1000°C, las partículas de Cu se funden durante el calentamiento y el número de partículas de Cu que son incoherentes con el hierro bcc se vuelve más pequeño, por lo que se deteriora la capacidad de conformación en formas complejas. Para dejar un gran número de partículas de Cu incoherentes con el hierro bcc, la temperatura de calentamiento máxima es preferiblemente 970°C o menos, más preferiblemente 950°C o menos.
Posteriormente, la lámina de acero se enfría mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1.0 a 10.0°C/seg desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700°C. Adicionalmente, en la región de temperatura de la temperatura de calentamiento máxima a 700°C, la lámina de acero recibe tensión. Como el método para dar tensión, por ejemplo, es posible utilizar el método de aplicar tensión de 5 a 50 MPa al combar una o más veces en un rango que da una deformación por tracción en la circunferencia más externa de 0.0007 a 0.0910. Debido a esto, es posible recién promover la formación de núcleos para los precipitados de Cu que son coherentes o semi-coherentes con la fase de bcc circundante. La lámina de acero
combada se puede combar de regreso.
Si la tensión que se aplica a la lámina de acero es menor que 5 MPa, la precipitación de partículas de Cu algunas veces no es promovida de manera suficiente. Para promover la precipitación de las partículas de Cu e incrementar más la moldeabilidad, la tensión se hace más preferiblemente 10 MPa o más, todavía más preferiblemente 15 MPa o más. Si la tensión excede 50 MPa, la lámina de acero se puede deformar plásticamente y no se puede mantener la forma.
Si la cantidad de tensión es menor que 0.0007, no ocurre una suficiente formación de núcleos y la moldeabilidad se deteriora fácilmente. Desde el punto de vista de la moldeabilidad, la cantidad de tensión es preferiblemente 0.0010 o más. Si la cantidad de tensión excede 0.0910, la forma no se mantiene, por lo que la cantidad de tensión preferiblemente se hace 0.0910 o menos. Para mantener la forma de la lámina de acero, la cantidad de tensión es más preferiblemente 0.0500 o menos, todavía más preferiblemente 0.0250 o menos.
El espesor de la lámina de acero es preferiblemente 0.6 itim a 10.0 mm. Si el espesor es menor que 0.6 mm, la forma de la lámina de acero algunas veces no se puede mantener. Si el espesor excede 10.0 mm, la temperatura dentro de la lámina de acero se vuelve difícil de controlar.
El combado se puede realizar, por ejemplo, aplicando
tensión mientras se presiona contra un rodillo. El diámetro del rodillo es preferiblemente 800 mm o menos para obtener una suficiente cantidad de tensión. Adicionalmente, si se utiliza un rodillo con un diámetro menor que 50 mm, los costos de mantenimiento de la instalación incrementan, por lo que es preferible hacer el diámetro de rodillo 50 mm o más.
Después de esto, la lámina de acero se enfria desde 700 °C hasta el punto Bs (temperatura de inicio de transformación de bainita) o 500 °C mediante una tasa de enfriamiento de 5.0 a 200.0°C/seg. La bainita o ferrita bainitica comienza a formarse en una temperatura debajo del punto Bs, por lo que también se puede desacelerar la tasa de enfriamiento. Incluso en una temperatura mayor que el punto Bs, si es 500°C o menos, la ferrita no crece casi nada, por lo que la tasa de enfriamiento se puede desacelerar. El punto Bs se puede calcular mediante la siguiente fórmula:
Bs ( °C) =820-290C/ (1-VF) -37Si-90 n-65Cr-50Ni+70Al
En la fórmula anterior, VF es la fracción en volumen de ferrita, mientras que C, Mn, Cr, Ni, Al, y Si son las cantidades de adición de estos elementos (% en masa) .
Nótese que, es difícil medir directamente la fracción en volumen de la fase de ferrita durante la producción de la lámina de acero de alta resistencia, por lo que en la presente invención, una pequeña pieza de la lámina de acero laminada en frió se corta antes de pasar la lámina a través de la linea de
recocido continuo, esa pequeña pieza se recuece por la misma historia de temperatura que el caso de pasarla a través de la linea de recocido continuo, se mide el cambio en el volumen de la fase de ferrita de la pequeña pieza, el resultado se utiliza para calcular un valor numérico, y ese valor se utiliza como la fracción en volumen VF de la ferrita. Esta medición se puede realizar utilizando el resultado de la primera operación de medición al producir la lámina de acero bajo las mismas condiciones. El valor no tiene que medirse cada vez. La medición se realiza nuevamente al cambiar grandemente las condiciones de producción. Por supuesto, también es posible observar la microestructura de la lámina de acero producida realmente y retroalimentar los resultados para la producción la próxima vez y en adelante.
La lámina de acero recocida se mantiene en 250 a 500 °C durante 60 a 1000 segundos para formar estructuras duras, posteriormente se enfria hasta temperatura ambiente. Después de enfriarla hasta temperatura ambiente, la lámina de acero se puede laminar en frió por 0.05 a 3.00% con el objeto de corregir la forma.
La lámina de acero recocida puede ser electroenchapada para obtener una lámina de acero enchapada. Adicionalmente, durante el enfriamiento desde la temperatura de calentamiento máxima hasta temperatura ambiente, por ejemplo, después del enfriamiento hasta 500 °C o después del mantenimiento, se puede
sumergir en un baño de galvanización para obtener la lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente. Después de sumergir la lámina de acero en el baño de galvanización, se puede tratar para la aleación en un rango de 470 a 650°C. Además, se puede formar una película comprendida de óxidos de P y/u óxidos compuestos que contienen P.
Ejemplos
Se colaron las losas que tienen los ingredientes químicos (composiciones) de A a AL que se muestran en las Tablas 1 y 2, posteriormente inmediatamente después de la colada se laminaron en caliente, enfriaron, arrollaron, y decaparon bajo las condiciones que se muestran en las Tablas 3 a 5. Después de eso, los Experimentos 4, 9, 14, 19, 25, 29, 87, y 90 dejaron las láminas de acero laminadas en caliente como estaban, mientras que los otros experimentos las laminaron en frío bajo las condiciones que se describen en las Tablas 3 a 6 después del decapado. Después de eso, un proceso de recocido se aplicó bajo las condiciones que se muestran en las Tablas 7 a 10 para obtener las láminas de acero de los Experimentos 1 a 114.
Nótese que, el Experimento 102 es un ejemplo en el cual el límite superior de la cantidad de Cu está excedido. Los resultados de la prueba de soldabilidad dirigidos después de la laminación en caliente fueron pobres, por lo que se suspendieron las subsiguientes pruebas.
Tabla 1
Tabla 2
Tabla 3
Tabla 4
Tabla 5
Tabla 6
Tabla 7
Tabla 8
Tabla 9
Tabla 10
En el proceso de calentamiento, las láminas de acero se calentaron mediante las tasas de calentamiento promedio descritas en la Tabla 7 a Tabla 10 en el intervalo de 550 a 700 °C hasta las temperaturas de calentamiento máximas descritas en la Tabla 7 a Tabla 10.
Después de eso, en el primer proceso de enfriamiento desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700 °C, las láminas de acero se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio descritas en la Tabla 7 a Tabla 10. En la región de temperatura desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700°C, al aplicar las tensiones que se describen en la Tabla 7 a Tabla 10, en los Experimentos 1 a 20, un rodillo de 600 mm de radio se utilizó para combar las láminas de acero seis veces mediante una deformación por tracción máxima de 0.0020. De modo semejante, en los Experimentos 21 a 39, un rodillo de 450 mm de radio se utilizó para combar las láminas de acero dos veces mediante una deformación por tracción máxima de 0.0055, en los Experimentos 41 a 75, un rodillo de 730 mm de radio se utilizó para combar las láminas de acero siete veces mediante una deformación por tracción máxima de 0.0010, y en los Experimentos 76 a 114, un rodillo de 500 mm de radio se utilizó para combar las láminas de acero cinco veces mediante una deformación por tracción máxima de 0.0040. El espesor de la lámina de acero al momento del combado fue 1.2 mm en los Experimentos 1 a 20, 2.5 mm en los
Experimentos 21 a 39, 0.7 mm en los Experimentos 41 a 75, y 2.0 mm en los Experimentos 76 a 114.
En el segundo proceso de enfriamiento desde 700 °C hasta 500°C o el punto Bs, las láminas de acero se enfriaron mediante las tasas de enfriamiento promedio descritas en la Tabla 7 a Tabla 10, posteriormente se enfriaron adicionalmente desde el rango de 250 hasta 500°C, se mantuvieron por exactamente los tiempos descritos en la Tabla 7 a Tabla 10, posteriormente se enfriaron a temperatura ambiente.
Después del enfriamiento hasta temperatura ambiente, en los Experimentos 6 a 20 y 70 a 114, las láminas de acero se laminaron en frió por 0.15%, en el Experimento 22, la lámina de acero se laminó en frío por 1.50%, en el Experimento 28, la lámina de acero se laminó en frío por 1.00%, y en los Experimentos 31 a 54, la lámina de acero se laminó en frío en 0.25%.
Los experimentos 29, 33, 43, 60, y 69 son ejemplos en los cuales las láminas de acero se enchapan electrolíticamente después del proceso de recocido para obtener láminas de acero galvanizadas (EG) .
Los experimentos 13, 54, 57, 63, 75, y 78 son ejemplos en los cuales las láminas de acero se enfrían hasta 500°C o el punto Bs en el segundo proceso de enfriamiento, posteriormente se mantienen en el rango de 250 a 500°C durante el cual se sumergen en un baño de galvanización para obtener láminas de
acero galvanizadas por inmersión en caliente (GI) .
Los experimentos 18, 21, 81, y 84 son ejemplos en los cuales las láminas de acero se mantienen en el rango de 250 a 500°C, posteriormente se sumergen en un baño de galvanización, posteriormente se enfrian a temperatura ambiente para obtener láminas de acero galvanizadas por inmersión en caliente (GI) .
Los experimentos 3, 8, 14, 25, 93, y 96 son ejemplos en los cuales las láminas de acero se enfrian hasta 500°C o el punto Bs en el segundo proceso de enfriamiento, posteriormente se mantienen en el rango de 250 a 500 °C durante el cual se sumergen en un baño de galvanización y se tratan adicionalmente para aleación en las temperaturas descritas para obtener láminas de acero galvanorrecocidas por inmersión en caliente (GA) .
Los experimentos 38, 48, 51, 66, 72, 87, y 90 son ejemplos en los cuales después del tratamiento de mantenimiento en el rango de 250 a 500 °C, las láminas de acero se sumergen en un baño de galvanización y se tratan para aleación en las temperaturas descritas para obtener láminas de acero galvanorrecocidas por inmersión en caliente (GA) . Los experimentos 38 y 72 son ejemplos en los cuales las superficies de las capas de enchapado reciben películas comprendidas de óxidos compuestos a base de P.
La Tabla 11 a la Tabla 14 proporcionan los resultados de la medición de las fracciones de las microestructuras de las
láminas de acero de los Experimentos 1 a 114 en el rango de espesor de 1/8 a espesor de 3/8. En las fracciones de la microestructura, las cantidades de austenita residual (? residual) se midieron mediante difracción de rayos X. El resto se encuentra cortando secciones transversales del espesor de lámina paralelas a la dirección de laminación, puliéndolas a superficies de espejo, grabando al aguafuerte las secciones transversales mediante Nital, posteriormente examinándolas utilizando un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo (FE-SE ) .
Tabla 11
Tabla 12
Tabla 13
Tabla 14
La Tabla 15 a Tabla 18 muestran los resultados de la observación de los precipitados de Cu.
Las muestras cortadas a partir de las láminas de acero en el espesor de 1/4 se observaron por los precipitados de Cu utilizando un microscopio electrónico de transmisión de alta resolución (HRTEM) . La espectroscopia de pérdida de energía de electrones (EELS) se utilizó para confirmar la composición de
las partículas de Cu. Éstas se investigaron por el tamaño de partícula y la coherencia con el hierro bcc. El tamaño de las partículas se hizo el promedio de los tamaños de partícula de 25 partículas. Adicionalmente, se encontró la proporción de los precipitados que son incoherentes con el hierro bcc en el número de partículas que se observaron.
En estos experimentos, no hubo probetas con tamaños promedio de los precipitados de 3 nm o menos, por lo que se asumió que el tamaño de partícula promedio fue 3 nm o más, se midió el número de partículas de Cu en un campo de 10000 nm2 a 1 µ??2 , la difracción de electrones de haz convergente (CBED) se utilizó para medir el espesor de la parte observada de la probeta, éste se multiplicó con el área observada para encontrar el volumen observado, y el número de partículas de Cu se dividió por el volumen observado para encontrar la densidad de las partículas de Cu.
Tabla 15
Tabla 16
Tabla 17
Tabla 18
La Tabla 19 a Tabla 22 muestran los resultados de la evaluación de las propiedades de las láminas de acero de los Experimentos 1 a 114. Se tomaron probetas para ensayo de tracción basadas en JIS Z 2201 a partir de las láminas de
acero de los Experimentos 1 a 114 y se sometieron a pruebas de tracción basadas en JIS Z 2241 para medir el limite elástico (YS) , la resistencia a la tracción (TS) , la elongación total (EL) , y la tasa de expansión del agujero (?) .
Tabla 19
Tabla 20
Tabla 21
Tabla 22
El Experimento 5 es un ejemplo en el cual la temperatura de finalización de la laminación en caliente es baja. La microestructura se estira en una dirección haciéndola desigual, por lo que la ductilidad y la capacidad de conformación en formas complejas son pobres.
El Experimento 10 es un ejemplo en el cual la tasa de enfriamiento después del arrollamiento es alta. Las partículas de Cu precipitan insuficientemente en el proceso de laminación
en caliente, la proporción de partículas de Cu incoherentes con el hierro bcc es pequeña, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 15 es un ejemplo en el cual la tasa de calentamiento es grande. Las partículas de Cu crecen insuficientemente, la proporción de partículas de Cu incoherentes con el hierro bcc es pequeña, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 20 es un ejemplo en el cual la temperatura de calentamiento máxima en el proceso de recocido es baja. Un gran número de carburos a base de hierro gruesos que forman puntos de partida de la fractura están incluidos, por lo que la ductilidad y la capacidad de conformación en formas complejas son pobres.
El Experimento 23 es un ejemplo en el cual la temperatura de calentamiento máxima en el proceso de recocido es alta. Las partículas de Cu forman soluciones sólidas una vez durante el calentamiento y hay pocas partículas de Cu incoherentes con el hierro bcc, por lo que la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 30 es un ejemplo en el cual la tasa de enfriamiento promedio del primer proceso de enfriamiento es alta. Las partículas de Cu precipitan insuficientemente, por lo que la ductilidad y la capacidad de conformación en formas complejas son pobres.
El Experimento 34 es un ejemplo en el cual la tasa de enfriamiento promedio del primer proceso de enfriamiento es baja. Se forman carburos a base de hierro gruesos, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 35 es un ejemplo en el cual no hay tensión en el primer proceso de enfriamiento. La precipitación de Cu es insuficiente, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 39 es un ejemplo en el cual la tasa de enfriamiento en el segundo proceso de enfriamiento es baja. Se forman carburos a base de hierro gruesos, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 4 0 es un ejemplo en el cual no se aplica combado en el primer proceso de enfriamiento. La precipitación de Cu es insuficiente, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 44 es un ejemplo en el cual el tiempo de mantenimiento en 250 a 500 °C es largo. Los carburos a base de hierro se forman excesivamente, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 45 es un ejemplo en el cual el tiempo de mantenimiento en 250 a 500 °C es corto. La martensita se forma excesivamente, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
El Experimento 97 a 100 son ejemplos en los cuales las
composiciones de los ingredientes se desvian del rango predeterminado. En cada caso, no se pudieron obtener propiedades suficientes.
El Experimento 101 es un ejemplo en el cual el limite inferior de la cantidad de Cu está excedido. La densidad de las partículas de Cu es baja, y la capacidad de conformación en formas complejas es pobre.
Claims (10)
1. La lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.50%, Mn: 1.30 a 3.50%, P: 0.001 a 0.030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.005 a 1.500%, Cu: 0.15 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, y 0: 0.0001 a 0.0100%, contiene, como elementos opcionales, Ti: 0.005 a 0.150%, Nb: 0.005 a 0.150%, B: 0.0001 a 0.0100%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a 2.00%, Mo: 0.01 a 1.00%, : 0.01 a 1.00%, V: 0.005 a 0.150%, y uno o más de Ca, Ce, Mg, y RE : 0.0001 a 0.50% en total, y tiene un balance o resto de hierro e impurezas inevitables, caracterizado en que dicha estructura de lámina de acero contiene una fase de ferrita y una fase de martensita, una proporción de partículas de Cu incoherentes con el hierro bcc es 15% o más con respecto a las partículas de Cu como un todo, una densidad de las partículas de Cu en la fase de ferrita es 1.0xl018/m3 o más, y un tamaño de partícula promedio de las partículas de Cu en la fase de ferrita es 2.0 nm o más.
2. La lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad de la reivindicación 1, caracterizada en que la estructura en un rango de espesor de 1/8 a espesor de 3/8 de dicha lámina de acero de alta resistencia comprende, por fracción en volumen, una fase de ferrita: 10 a 75%, fase de ferrita bainítica y/o fase de bainita: 50% o menos, fase de martensita templada: 50% o menos, fase de martensita fresca: 15% o menos, y fase de austenita residual: 20% o menos.
3. La lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad, caracterizada por que comprende la lámina de acero de alta resistencia de la reivindicación 1 o 2 en la superficie de la cual se forma una capa galvanizada.
4. Un método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad, caracterizado por que comprende un proceso de laminación en caliente de calentar una losa que contiene, en % en masa, C: 0.075 a 0.300%, Si: 0.30 a 2.50%, Mn: 1.30 a 3.50%, P: 0.001 a 0.030%, S: 0.0001 a 0.0100%, Al: 0.005 a 1.500%, Cu: 0.15 a 2.00%, N: 0.0001 a 0.0100%, O: 0.0001 a 0.0100%, contiene, como elementos opcionales Ti: 0.005 a 0.150%, Nb: 0.005 a 0.150%, B: 0.0001 a 0.0100%, Cr: 0.01 a 2.00%, Ni: 0.01 a 2.00%, o: 0.01 a 1.00%, W: 0.01 a 1.00%, V: 0.005 a 0.150%, y uno o más de Ca, Ce, g, y REM: 0.0001 a 0.50% en total, y tiene un balance o resto de hierro e impurezas inevitables, directamente, o después del enfriamiento una vez, a 1050 °C o más, laminando con un limite inferior de una temperatura de 800 °C o el punto de transformación Ar3, el que sea mayor, y arrollándola en 500 a 700°C de temperatura, y un proceso de recocido de calentar la lámina de acero arrollada en 550 a 700°C mediante una tasa de calentamiento promedio de 1.0 a 10.0°C/seg hasta una temperatura de calentamiento máxima de 740 a 1000 °C, enfriando posteriormente mediante una tasa de enfriamiento promedio de 1.0 a 10.0°C/seg desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700°C, impartiendo tensión a la lámina de acero desde la temperatura de calentamiento máxima hasta 700°C, y enfriando mediante una tasa de enfriamiento de 5.0 a 200.0°C/seg desde 700°C hasta el punto Bs o 500°C.
5. El método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad de la reivindicación 4, caracterizado por que tiene un proceso de laminación en frió, después de dicho proceso de laminación en caliente y antes de dicho proceso de recocido, de decapar la lámina de acero arrollada, laminándola posteriormente mediante una tasa de apriete de 35 a 75%.
6. El método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad de la reivindicación 4 o 5, caracterizado por la tensión que se imparte a la lámina de acero en dicho proceso de recocido aplicando 5 a 50 MPa de tensión a la lámina de acero al combarse una vez o más en un rango que da una cantidad de deformación por tracción en la circunferencia más externa de 0.0007 a 0.0910.
7. El método de producción de la lámina de acero de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad de la reivindicación 6, caracterizado en que dicho combado se realiza presionando la lámina de acero contra un rodillo con un diámetro de rodillo de 800 mm o menos.
8. Un método de producción de la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad, caracterizado por que produce la lámina de acero de alta resistencia mediante el método de producción de la lámina de acero de alta resistencia de cualquiera de las reivindicaciones 4 a 7, electrogalvanizándola posteriormente.
9. Un método de producción de la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad, caracterizado por que produce la lámina de acero de alta resistencia mediante el método de producción de acuerdo con cualquiera de las reivindicaciones 4 a 8 después del enfriamiento al punto Bs o 500°C del cual realizar la galvanización por inmersión en caliente.
10. Un método de producción de la lámina de acero galvanizada de alta resistencia que es excelente en moldeabilidad de acuerdo con la reivindicación 9, caracterizado por realizar el tratamiento de aleación en 470 a 650°C de temperatura después de la galvanización por inmersión en caliente.
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